低密度高塑性NiAl增强超高强度钢及制备方法

摘要

一种低密度高塑性NiAl增强超高强度钢及制备方法，属于合金钢技术领域。该合金的化学组成成分重量％为：C 0.5-1.5％,Mn 10-30％,Al 5-12％,Ni 5-15％,其他可含有Cr0-5％，Nb0-0.2％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素及微量元素如Si、Ti等。采用真空感应+真空自耗重熔或电渣重熔工艺。本发明与现有技术相比综合性能优良，具有低密度高塑性和超高强度等优异性能，密度达到6.5-7.2g/cm3、拉伸强度达到1350MPa以上、延伸率达到10％以上。

说明书

技术领域

本发明属于合金钢领域，特别涉及一种低密度高塑性NiAl增强超高强度钢DT550 及制备方法，该钢具有低密度高塑性和超高强度等优异性能，密度达到6.5-7.2g/cm³、 拉伸强度达到1350MPa以上、延伸率达到10％以上。棒材尺寸达到φ200mm以上。

背景技术

超高强度钢一直是航空航天关键承力结构不可缺少的材料，降低密度提高强重比对 航空、航天结构件用钢的发展有重大的意义。据有关资料介绍，对于超音速飞机，在其 它条件不变的情况下，若飞机的空载重量增加1％，飞机的商载将下降2％～3％，而要保持 飞机的商载不变，飞机的航程将下降3％。而对于航天飞行器，质量每减少1千克，就可 使运载火箭减轻500千克。

同样基于轻量化的节能、环保、安全、舒适和智能化是当今汽车技术发展的主流。 2014年中国汽车产销量突破2300万辆，连续六年居全球第一，汽车在给人们的出行带来 方便的同时，也带来了油耗、安全和环保三大问题。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，可减小汽车尾气对环境的污染。

低密度、高塑性高强度钢由于具有低的密度，与Al、Mg合金等轻质材料相比又具有 高的弹性模量，在保证汽车强度的同时可直接降低车身重量，是目前汽车轻量化未来发 展的重要方向，低密度钢的合金体系主要采用为Fe-Mn-Al-C系，抗拉强度1100MPa以上， 而密度降至6.5～6.8g/cm³，从而实现低密度、高强韧性。

低密度钢的合金设计思想是，通过向钢中添加一定量的Al、C等轻质元素，在合金 成分优化与成型工艺控制的基础下，得到兼具低密度和高强韧性高强度钢。添加奥氏体 化元素有助于高Al低密度钢实现良好的强塑性配合。在Fe中形成置换固溶体的奥氏体 稳定元素主要有Ni、Co、Mn，密度分别为8.9g/cm³、8.9g/cm³、7.4g/cm³，但Ni、Co 的密度均比Fe大，不利于降低钢密度，且价格较高，不利于降低钢的成本。故现有研究 中低密度钢均含有大量的Mn；而C在钢中形成间隙固溶体，也为奥氏体稳定元素，且相 同重量百分比含量对密度的降低要大于Al，故多数低密度钢均不同程度的含有C。添加 到钢中的Al、C等轻质元素一方面扩大钢的晶格参数，同时凭借低的原子量降低钢的密 度。

现阶段，对Fe-Mn-Al-C体系合金的研究主要停留在由成分和热处理的变化引起的力 学性能以及耐蚀性能的变化上。但由于不同研究者所用试验钢锻造状态和热处理工艺不 同，导致相近成分含量的合金力学性能并不相同。现有研究中，Fe-Mn-Al-C低密度钢的 化学成分和力学性能主要如表1所示。

表1现有低密度合金的化学成分及主要力学性能

Fe-Mn-Al-C系低密度钢面临的一个主要问题是提高强度和提高零件的尺寸。由于 Fe-Mn-Al-C系低密度钢的主要强化方式为kapa-碳化物析出强化，提高kapa-碳化物析出 强化依赖于钢中Al和C的含量，但研究表明，随钢中Al、C元素成分配比及含量的增 加，组织中会出现к-碳化物和一些其他碳化物相，甚至出现以B2(FeAl)和DO₃(Fe₃Al)为 代表的金属间化合物第二相，组织可能分别呈现以铁素体、奥氏体或双相为基体的状况， 严重恶化钢的塑性，因此传统Fe-Mn-Al-C四元系低密度钢Al含量极限为12％，C含量 极限在1.5-1.7％，为进一步提高强度只能靠形变强化，通过薄板大变形轧制提高强度， 但零件尺寸严重受限，因此，为提高强度同时提高零件尺寸，发展新型不依赖轧制的强 化方式势在必行。

希望能够研制一种突破薄板轧制工艺的低密度超高强度钢，大尺寸零件可以采用普 通锻造成形，具有低密度高塑性和超高强度等优异性能，密度达到6.5-7.2g/cm³、拉伸 强度达到1350MPa以上、延伸率达到10％以上。因此，新概念的Fe-Mn-Al-C系低密度钢 强化方式的开发提到科研日程上来。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低密度高塑性NiAl增强超高强度钢DT550及制备方法， 综合性能优良，具有低密度高塑性和超高强度等的优异性能，密度达到6.5-7.2g/cm³、 拉伸强度达到1350MPa以上、延伸率达到10％以上，同时满足大尺寸零件的需求，棒材尺 寸达到φ200mm以上。

基于上述目的，本发明的主要技术方案是在现有Fe-Mn-Al-C系低密度钢基础上， 通过NiAl与K-碳化物的复合析出强化提高低密度钢的强度，突破目前薄板轧制对零件 尺寸的限制，通过添加Ni元素形成新型五元系Fe-Mn-Al-Ni-C合金，同时添加Cr元素 改善抗腐蚀性能。本发明钢可采用常规的冶金工艺和锻造工艺进行生产，该合金的化学 组成成分(重量％)为：C 0.5-1.5％,Mn 10-30％,Al 5-12％,Ni 5-15％,其他可含有Cr0-5％， Nb0-0.2％，其余为Fe及其他不可避免的杂质元素及及微量元素如Si、Ti等。本发明与 现有技术相比综合性能优良。

上述化学成分的设计依据如下：

C：

C在Fe-Mn-Al-C低密度钢的作用主要是和Al共同形成κ-碳化物，在时效后增加钢 的强度，使基体奥氏体化，同时，C含量的增加有助于降低密度；但C含量过高的话会 使κ-碳化物固溶温度升高，从而使得固溶时晶粒长大。合金的强度随着C含量的增加而 显著增加，而且C显著促进奥氏体的稳定性，随着奥氏体体积分数的增加，延伸率也随 之增加；但当基体完全为奥氏体后，随着C含量的继续增加，延伸率有所降低。当基体 全部为奥氏体后，继续增加碳含量会增大κ-碳化物析出的驱动力，而C含量过高的话， 可能在固溶过程中在奥氏体晶界处生成粗大的κ-碳化物，同时在冷却过程中由调幅分解 形成的κ-碳化物会变的粗大，从而降低其延伸率。本专利合理的C含量控制区间为 0.5-1.5％。

Al：

Al在Fe-Al-Mn-C低密度钢作用主要是降低此类钢密度的重要元素，同时，Al也是 κ-碳化物形成的重要元素，Al含量低于4.5％时，不会有κ-碳化物出现^[33]；但Al含量过 高时(超过10％)，会在固溶时形成铁素体相，明显影响钢的塑性。在Fe-Al二元合金 中，增大Al含量会增加强度降低延伸率。在Fe–(20–22)Mn–0.6C–Al合金^[30,34]中，当Al 含量增加到10％以上时，合金的相组成由奥氏体转变为铁素体奥氏体双相。当Al含量在 3％-13％时，Al含量的增加会增加强度降低韧性。然而在0％-3％时，Al含量的增加会引 起强度的反常降低，这主要是因为Al增大了层错能，使得变形机制发生改变。而当Al 含量大于3％时，变形机制由应力诱发孪晶(TWIP机制)转变为位错切过第二相有序粒 子，同时，Al含量的增加有利于第二相有序粒子(κ-碳化物)的析出。因此本专利Al 含量控制在5-12％。

Mn：

Mn在Fe-Mn-Al-C低密度钢作用主要是作为奥氏体稳定化元素，Mn的大量加入， 可使基体转变为奥氏体，这对于实现良好的强塑性配合是很有必要的。但是，当Mn含 量过高时(约大于36％)，时效时会在奥氏体晶界处生成β-Mn，β-Mn为硬脆相，很难和 奥氏体一同协同变形，从而严重影响其塑性。在Fe–10Al–1C–Mn^[35]奥氏体钢中，随着 Mn含量的变化(18～30％)，基本未发生力学性能的明显改变。这可能是由于在此含量 段内，Mn含量的变化对于κ-碳化物的驱动力影响不大。为此，本发明Mn含量控制在 10-30％。

Ni：

Ni的加入首先是与Al形成NiAl相，通过在500-600℃与K-碳化物复合析出，可显 著提高合金的强度，NiAl相具有显著提高强度的Ni含量在3％左右，过高的Ni含量会 出现B2相，不仅提高固溶温度而且会严重影响塑韧性；Ni的另一作用与Mn相似，作 为奥氏体稳定化元素，可使基体转变为奥氏体，这对于实现良好的强塑性配合是很有必 要的。为此，本发明Ni含量控制在5-15％。

Cr：

Cr元素可以改善合金的耐腐蚀性能，提高基体的抗腐蚀能力，但同时Cr也是强碳化 物形成元素，由于Fe-Mn-Al-C低密度钢中C含量过高，达到1.0％左右，过高的Cr含量 会形成粗大的M23C6等碳化物，不仅降低塑性，并且由于消耗量过量的C，会严重降低 合金强度，本发明Cr含量控制在5％以内。

本发明的低密度超高强度钢易于采用真空感应+真空自耗重熔或电渣重熔工艺，其 具体工艺参数如下:

钢锭进行1180—1220℃均匀化处理，8小时≤扩散时间≤40小时，装炉温度≤600℃；

加热温度：1160－1200℃，1160℃≤开锻温度≤1200℃，800℃≤终锻温度≤900℃；

最终热处理：

加热到480-600℃，热透后5小时≤保温时间≤20小时，空冷；或进行二次时效处理。

根据上述化学成分及生产方法所制备的本发明合金，具有低密度、高韧性和超高强 度的优点，具体的性能为：密度达到6.5-7.2g/cm³、拉伸强度达到1350MPa以上。与现 有技术相比，本发明综合性能优良，由于采用NiAl复合析出增强，合金具有更高的强度 和良好塑性。

具体实施方式

根据本发明经济型高韧性易旋压易焊接超高强度钢的化学成分范围，采用25公斤真 空感应炉制备20公斤的合金锭15炉，其具体化学成分见表1.

试验钢冶炼浇铸成钢锭后，锻前首先进行高温均质化处理制度为：1200℃保温10 小时后，开坯锻造，锻造加热温度为1180℃，终锻温度900℃。锻造试棒尺寸为：φ15 ×2000、15×15×2000。

锻后试棒首先进行试样段加工拉伸、冲击试样毛坯。最后进行时效处理：时效处理 550℃×10h，AC。试样毛坯磨削加工后即可测试力学性能见表2。

为了对比，在表1和表2列入了对比例Fe-Mn-Al-C四元体系高Al低密度钢等的化 学成分和力学性能。

从表1看出，与对比例常规Fe-Mn-Al-C四元体系高Al低密度钢相比，本发明的技 术方案是采用Fe-Mn-Al-C-Ni五元体系合金，引入NiAl相形成复合析出强化提高材料的 强度，同时在五元体系合金中可以加入少量的Cr元素(≤5％)提高材料的耐腐蚀性能并 不降低材料的强度和韧性。复合析出强化的思想保证了合金既有高强度高韧性有能够具 有耐腐蚀性能。

由表2看出，本发明钢种与对比例相比，在具有低密度的同时，由于采用复合合金化 和析出强化的思想，合金具有更高的强度和更优秀的比强度，抗拉强度满足在1350MPa 以上，密度在6.5-7.2g/cm³,具有在航空航天领域良好的应用前景。

表5本发明实施例与对比例化学成分(wt％)对比表

表6本发明实施例与对比例力学性能对比表