一种超高强度超高韧性低密度双相层状钢板及其制备方法与流程

本发明涉及钢板材料
技术领域：
，具体涉及到一种超高强度超高韧性低密度双相层状钢板及其制备方法。
背景技术：
：实现现代化交通运输、海洋装备、航空航天等高端装备的轻量化是实现低碳绿色可持续发展的一项重要组成部分，单以汽车行业为例，研究表明：汽车油耗与自重成线性关系。固定其他条件不变，汽车自重每减少10％，燃油消耗可降低6％～8％，从而有效节约能源；而每减少1l的燃油消耗，会少排放2.45kg的co2，也可减小汽车尾气对环境的污染。实现装备的轻量化可以通过提高材料强度和降低密度来实现。以等轴晶为主的传统钢铁材料，随着材料强度的逐渐提高，其冲击韧性会有所降低，影响材料的使用性能。因此，开发集低密度、超高强度与高韧性等特点于一身的新材料是实现装备轻量化的一种有效思路。采用轧制、焊接等工艺制备的层状复合材料，能够兼具超高强度、高冲击韧性、低密度等优点于一身，但其制备工艺复杂，成本较高，限制了其广泛应用。基于上述情况，未来在装备制造等领域，对具有低密度、超高强韧性等综合性能钢材的需求是十分迫切的，对相关钢种的研发也切实可行。为实现材料领域绿色发展与高性能产品开发，实现绿色与可持续发展，研发一种超高强度超高韧性低密度双相层状钢是很有必要的。技术实现要素：(一)要解决的技术问题为了解决现有技术的上述问题，本发明提供一种超高强度超高韧性低密度双相层状钢及其制造方法，以获得铁素体+马氏体两相层状组织，以使钢板具有优越的低温冲击韧性，同时兼具超高强度、低密度、耐蚀性等优点。(二)技术方案为了达到上述目的，本发明采用的主要技术方案包括：一方面，本发明提供一种超高强度超高韧性低密度双相层状钢板，按照质量百分计，所述钢板中包含合金成分：c：0.200-0.320％，mn：0.600-2.000％，si：0.200-0.600％，al：2.000-4.000％，ni：0.300-1.200％，b：0.001-0.005％，控制p、s含量为：p≤0.012％，s≤0.005％，余量为fe及不可避免的杂质；所述不可避免的杂质包括h、n，且其中h≤2.0ppm，n≤45ppm；所述钢板由铁素体和马氏体双相组成，铁素体为高温δ铁素体，马氏体为板条马氏体，δ铁素体在板条马氏体中呈层状分布；铁素体的体积分数≤30％。作为本发明一个较佳实施例，所述钢板中c、mn、al元素的质量分数应满足：6[c]+0.8[mn]+1≥[al]。在满足该条件下，能够确保终轧温度时，钢板中奥氏体体积分数≥70％，从而使淬火后室温下成品钢板中铁素体含量低于30％。作为本发明一个较佳实施例，所述钢板中还含有cr、mo、v、cu，且在钢中的含量满足：cr≤0.700％，mo≤0.600％，v≤0.0500％，cu≤1.000％。通过添加少量的cr、mo、v、cu取代部分fe，可进一步提高钢板的性能。所述钢板中几种主要合金元素的作用和对钢板性能的影响如下：碳：c作为钢中重要的溶质元素，起到了固溶强化的作用，同时可以与钢中fe、mn、mo、v等合金元素形成碳化物，影响钢中奥氏体再结晶温度，提高钢的强度。同时c作为稳定奥氏体的元素，c含量对室温下样品中马氏体体积分数有很大的影响，在成分、工艺相同的条件下，样品中含c量越高，室温下钢中马氏体体积分数越高。但当钢中c含量过高时，钢材的焊接性能下降，故本发明中c含量应满足0.200-0.320％。锰：mn元素作为奥氏体稳定化元素，可以扩大奥氏体相区，调节两相区温度区间内钢中奥氏体体积分数，同时提高钢的强度和硬度。当mn元素含量过高时，冶炼过程中容易出现偏析，同时导致钢的焊接性能降低，影响钢材质量。因此本发明中，mn元素质量分数应满足0.600-2.000％。铝：al元素的加入起到稳定钢中铁素体的作用，扩大铁素体相区，形成稳定的δ铁素体，使得钢材在高温下处于奥氏体+铁素体两相区内，经过轧制和热处理后，该类铁素体会得以保留，有利于在后续轧制过程中形成层状的铁素体组织，从而提高超高强钢板的低温冲击韧性；同时al元素作为轻质合金元素，能够有效地降低钢材的密度，起到材料轻量化的作用，并且提高钢材的耐蚀性能；此外，在钢中添加一定量的al元素，可以和钢中的ni元素在制备过程中相结合，形成细小弥散的alni析出物，从而达到增加钢板强度且不损失其韧性的目的。当钢中al元素含量过高时，会生成κ碳化物，影响材料性能，同时al元素过高使得钢材均匀化过程中容易发生脱碳，影响钢材质量。为确保室温下钢中δ铁素体体积分数≤30％，提高al元素的同时要适当提高c、mn元素的含量，因此本发明中al元素质量分数应满足2.000-4.000％。除此之外，钢中的ni元素能够提高钢材淬透性，扩大奥氏体相区，提高低温韧性；mo元素、v元素能够起到细化晶粒、提高钢材强度的作用。另一方面，本发明提供一种超高强度超高韧性低密度双相层状钢板的制备方法，其包括如下步骤：s1:熔炼、锻造：按预设合金成分将相应原料进行冶炼、连铸或模铸，并制备成坯料；所述预设合金成分为权利要求1-3所述任一种所述超高强度超高韧性低密度双相层状钢板的合金成分；s2:轧制：在1200±50℃温度下保温60-300min将坯料进行均匀化处理，然后进行高温轧制；所述高温轧制工艺为：坯料开轧温度控制在1200-1000℃之间，终轧温度控制在1100-900℃之间，轧制工艺≥7道次，道次压下率≥10％；s3:淬火处理：高温轧制完成后，随后以大于15℃/s的冷速冷却至室温，钢板成品最终厚度≤60mm。步骤s3中，钢板采用在线淬火工艺制备，最终状态为淬火态，淬火温度为样品终轧温度，钢板成品为淬火态，无需回火后续热处理。作为本发明一个较佳实施例，步骤s3中，高温轧制后，在线淬火处理前，应确保钢板内δ铁素体体积分数≤30％。如此经淬火处理后才能保证室温下样品中马氏体体积分数＞70％，使得钢板兼具良好的强度、硬度、延伸率和冲击韧性。作为本发明一个较佳实施例，步骤s3中，步骤s3中，钢板成品的组织为δ铁素体+马氏体的双相层状组织，其中δ铁素体的体积分数≤30％。本发明主要是通过对钢材进行al合金化的成分设计，采用高温两相区轧制变形工艺，并在轧制后再进行在线淬火处理，以将钢板淬火至室温，以获得室温下铁素体+马氏体两相层状组织，使得钢板具有优良的力学性能：沿轧制方向其屈服强度≥1000mpa，抗拉强度≥1600mpa，延伸率≥8.0％，-40℃钢板表面v型缺口夏比冲击功平均值≥350j。本发明中，钢板内al元素的质量分数最高可为4％，相比于传统的马氏体钢，其减重最高可达到5％。本发明制得的钢板具有优越的低温冲击韧性，同时兼具超高强度、低密度、耐蚀性等优点。在本发明制备方法中，钢板“高温轧制”的温度区间在fe-c合金相图中“铁素体+奥氏体”的两相区内，在该两相区对应的温度范围内，轧制变形时钢板组织为铁素体+奥氏体的两相组织，且铁素体体积分数≤30％，经两相区轧制、淬火后，得到的钢板成品也为两相层状组织。(三)有益效果本发明的有益效果是：本发明特点在于，通过添加al元素扩大铁素体的相区，实现钢坯在“铁素体+奥氏体”的两相区轧制变形，经thermo-calc软件计算可知，在钢板热轧变形温度范围内，钢材内同时存在铁素体和奥氏体两相。钢板经两相区轧制、在线淬火处理，将轧制变形获得的层状组织保留至室温状态，得到室温下的δ铁素体+马氏体两相层状组织，使得钢板能够兼具良好的强度和韧性。本发明在常规马氏体微合金钢基础上进行al合金化成分设计，并同时使钢中mn含量相对较低，合金钢经两相区(铁素体+奥氏体两相区)温度下高温轧制并在线淬火后，在获得低密度的同时，可以得到层状分布的铁素体+马氏体的双相组织，层状方向平行于轧制方向，使钢铁材料能够兼具超高强度超高韧性，且制备工艺简单，成本低。本发明的制备方法，采用高温两相区(铁素体+奥氏体两相区)轧制变形工艺，并在轧制后进行在线淬火处理将钢板淬火至室温，以将轧制变形获得的层状组织保留至室温状态，获得室温下铁素体+马氏体两相层状组织，使钢板具有优良的力学性能，包括沿轧制方向的屈服强度≥1000mpa，抗拉强度≥1600mpa，延伸率≥8.0％，-40℃钢板表面v型缺口夏比冲击功平均值≥350j等。附图说明图1是本发明钢材轧制、在线热处理工艺示意图。图2是本发明实施例1所选用的成分下的钢材，利用thermo-calc软件计算得到的性质图。图3是实施例2在该制备工艺条件下所得钢材金相组织示意图。图4是实施例3在该制备工艺条件下所得钢材扫描电镜组织示意图。具体实施方式本发明具体实例采用观察样品微观组织形貌，并结合扫描电镜对样品形貌进行表征。为更清楚的说明本发明，下面结合优选实施例对本发明进行进一步说明，下面所描述的内容为说明性而非限制性，不应以此限制本发明的使用范围。实施例1本实施例的钢板采取冶炼，钢板合金成分(质量百分数)设计成如表1所示。表1csimnalnibpsfe0.2000.2200.6002.0000.8000.0020.0050.001余量以上合金成分满足：6[c]+0.8[mn]+1≥[al]。按上述最优合金成分将相应原料冶炼并浇注成铸坯，将铸坯加热至1200℃保温并锻造为厚度100mm的钢坯，锻后空冷至室温。将锻后100mm厚钢坯加热至1200℃保温60min均匀化处理，随后进行7道次轧制，开轧温度为1086℃，轧后钢板厚度为12mm，总压下量为88％，终轧温度为1033℃，轧后以大于15℃/s的冷速将钢板淬火至室温。最终钢板力学性能如表2所示，其沿轧制方向屈服强度为1064mpa，抗拉强度1658mpa，断后延伸率为10.4％，-40℃钢板表面v型坡口夏比冲击功平均值为415.6j。实施例1所得钢板微观金相组织如图3所示，其中黑色组织为马氏体，白色组织为铁素体，两相为层状分布。对实施例1的钢板，利用thermo-calc软件计算得到的性质，如图2。表2为实施例1得到的钢板样品的力学性能表2密度(g/cm3)屈服强度(mpa)抗拉强度(mpa)断后延伸率(％)-40℃冲击功(j)7.661064165810.4415.6实施例2本实施例的钢板采取冶炼，钢板合金成分(质量百分数)设计成如表3所示。表3csimnalnibpsfe0.2600.2201.0003.0000.8000.0020.0050.001余量以上合金成分满足：6[c]+0.8[mn]+1≥[al]。按上述最优合金成分将相应原料冶炼并浇注成铸坯，将铸坯加热至1200℃保温并锻造为厚度100mm的钢坯，锻后空冷至室温。将锻后100mm厚钢坯加热至1200℃保温60min均匀化处理，随后进行7道次轧制，开轧温度为1086℃，轧后钢板厚度为12mm，总压下量为88％，终轧温度为1042℃，轧后以大于15℃/s的冷速将钢板淬火至室温。最终钢板力学性能如表4所示，沿轧制方向屈服强度为1158mpa，抗拉强度1764mpa，断后延伸率为8.9％，-40℃钢板表面v型坡口夏比冲击功平均值为382.4j。实施例2所得钢板扫描电镜组织如图4所示，其中浮凸组织为马氏体，凹陷组织为铁素体。表4为实施例2得到的钢板样品的力学性能密度(g/cm3)屈服强度(mpa)抗拉强度(mpa)断后延伸率(％)-40℃冲击功(j)7.48115817648.9382.4实施例3本实施例的钢板采用真空感应炉冶炼，钢板合金成分(质量百分数)设计成如表5所示。表5csimnalnibpsfe0.3200.2201.5004.0000.8000.0020.0050.001余量以上合金成分满足：6[c]+0.8[mn]+1≥[al]。按上述最优合金成分将相应原料冶炼并浇注成铸坯，将铸坯加热至1200℃保温并锻造为厚度100mm的钢坯，锻后空冷至室温。将锻后100mm厚钢坯加热至1200℃保温60min均匀化处理，随后进行7道次轧制，开轧温度为1086℃，轧后钢板厚度为12mm，总压下量为88％，终轧温度为1037℃，轧后以大于15℃/s的冷速将钢板淬火至室温。最终钢板力学性能如表6所示，沿轧制方向屈服强度为1227mpa，抗拉强度1851mpa，断后延伸率8.2％，-40℃钢板表面v型坡口夏比冲击功平均值为359.9j。(表6为实施例3得到的钢板样品的力学性能)。表6密度(g/cm3)屈服强度(mpa)抗拉强度(mpa)断后延伸率(％)-40℃冲击功(j)7.33122718518.2359.9本发明特点在于，通过添加al元素扩大铁素体相区，并在两相区温度下轧制变形，经thermo-calc软件计算可知，在钢板热轧变形温度范围内，钢材内同时存在铁素体和奥氏体两相。钢板经两相区轧制、在线淬火处理，将轧制变形获得的层状组织保留至室温状态，得到室温下的δ铁素体+马氏体两相层状组织，使得钢板能够兼具良好的强度和韧性。需声明的是，以上对本发明的具体实施例进行的描述只是为了说明本发明的技术路线和特点，其目的在于让本领域内的技术人员能够了解本发明的内容并据以实施，但本发明并不限于上述特定实施方式。凡是在本发明权利要求的范围内做出的各种变化或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围内。当前第1页12