一种无钴马氏体时效TRIP钢及其制备方法

一种无钴马氏体时效trip钢及其制备方法
技术领域
1.本发明涉及钢铁冶金技术领域，尤其是涉及一种无钴马氏体时效trip钢。

背景技术：

2.马氏体时效钢是以无碳或微碳马氏体为基体的，时效时能产生金属间化合物沉淀硬化的超高强度钢。与传统高强度钢不同，它不用碳而靠金属间化合物的弥散析出来强化。马氏体时效钢以及其优异的超高强度、高韧性及其良好的综合性能成为在航空、航天、海洋等高科技领域如机翼大梁、舰载飞机起落架、潜艇动力装置等承力耐蚀部件以及叶轮材料的首选材料。由于受限于国外技术壁垒、国内合金研发以及冶炼能力，这类合金材料我国主要通过进口，且通常含有价格昂贵的钴元素，因此需要发展无co的廉价高强度马氏体时效不锈钢以及实现现有国际牌号合金的国产化。
3.trip钢，即相变诱导塑性钢，是通过相变诱导塑性效应而使钢板中残余奥氏体在塑性变形作用下诱发马氏体形核，引入相变强化和塑性增长机制，提高钢板的强度和韧性。trip钢具有多相组织，既有软相铁素体，也有硬相贝氏体，还有亚稳定的残余奥氏体，在变形过程中能逐步转化成马氏体。trip钢组织决定了其优异的力学性能，因此trip钢在具有高强度的同时还具有优异的塑性。铁素体是软相，在拉伸过程中能协调贝氏体的变形；贝氏体能提高trip钢的强度；奥氏体在室温拉伸时转化成马氏体，马氏体相变产生应力松弛，使塑性增加。另外相变生成的马氏体又能够强化trip钢，使trip钢的强度提高。trip钢与其他同级别的高强度钢相比，最大特点是兼具高强度和高延伸性能，可冲制较复杂的零件；还具有高碰撞吸收性能，一旦遭遇碰撞，会通过自身形变来吸收能量，而不向外传递。
4.如何平衡降低生产成本、降低合金元素的添加、提高钢的强度和塑性、改善钢的冲击韧性，一直是本领域科研工作者努力的方向。
5.如中国专利公开号为cn112853224b的一种高强高塑性低碳中锰trip钢及其制备方法，降低了c含量，减少了稀有元素的含量，降低了制造成本。然而，该专利仍有0.08%-0.16%的c含量，会恶化材料的冲击韧性、焊接性能以及疲劳性能，且其屈服强度并未达到高水准。
6.如中国专利公开号为cn107974626a的一种航空高强度零部件无钴新材料制备方法，采用钛、钼是合金强化的主要元素，大幅度增加钛的含量以之作为主要强化合金元素，不采用钴元素，极大的节省了钴资源，降低钴资源紧缺的情况。然而，该专利仍有接近0.01%的c含量，对材料韧性有着不利影响，且其包含16%-20%的ni含量，增大了生产成本。

技术实现要素：

7.本发明要解决的技术问题是：如今钢材生产工艺中为保证钢材的强度和塑性，稀有元素成本较高，且c含量无法控制在低水平，为此提供一种无钴马氏体时效trip钢及其制备方法。
8.为解决上述技术问题，本发明所采取的技术方案如下：
一种无钴马氏体时效trip钢，按质量百分数包括mn：8%-14%、ni：2%-6%、al：2.5%-4%、mo：3%-5%、ti：1%-1.2%、b≤0.01%，余者为fe以及不可避免的杂质。使用8%-14%锰元素替代部分镍元素来稳定残余奥氏体，降低原材料价格，节省成本；添加硼元素，促进马氏体时效trip钢的淬透性并提供间隙原子强化；碳含量在冶炼过程中控制在最低水平。
9.作为优选，按质量百分数包括mn：9%-12%、ni：3%-6%、al：2.5%-3.5%、mo：3.5%-4.5%、ti：1.1%-1.2%、b≤0.01%，余者为fe以及不可避免的杂质。
10.作为优选，所述无钴马氏体时效trip钢包含马氏体相和奥氏体相。马氏体的主要特征是高的强度和硬度，奥氏体塑性很好，强度较低，具有一定韧性，不具有铁磁性。
11.作为优选，所述无钴马氏体时效trip钢马氏体的体积分数为85-90%，奥氏体的体积分数为10-15%。马氏体占有85-90%体积分数，表明无钴马氏体时效trip钢的硬度处于高水平，同时10-15%体积分数的奥氏体为无钴马氏体时效trip钢提供了高塑性。
12.作为优选，所述无钴马氏体时效trip钢的屈服强度为1800-2000mpa；所述无钴马氏体时效trip钢的抗拉强度至少为2000mpa。屈服强度是金属材料发生屈服现象时的屈服极限，抗拉强度是金属在静拉伸条件下的最大承载能力，1800-2000mpa的屈服强度以及2000mpa以上的抗拉强度表明无钴马氏体时效trip钢具备高强度高塑性。
13.作为优选，所述无钴马氏体时效trip钢中的fcc相包含超细晶奥氏体。超细晶奥氏体是指超细的奥氏体晶粒，为本领域常用说法，通过tem观察其位错分布不均匀。
14.作为优选，所述无钴马氏体时效trip钢中的bcc相组织结构为马氏体板条状。通过tem观察，其间分布着不同密度的位错结构。
15.一种无钴马氏体时效trip钢的制备方法，包括：s1.提供包括mn：8%-14%、ni：2%-6%、al：2.5%-4%、mo：3%-5%、ti：1%-1.2%、b≤0.01%，余者为fe以及不可避免杂质的钢锭；s2.对所述钢锭进行热锻加工制得钢坯，对所述钢坯进行热轧处理，制得3-8mm热轧态钢板；s3.在900-1000℃下对所述热轧态钢板进行固溶处理，持续10-30min，固溶后水冷至室温，制得固溶态钢板；s4.在300-600℃下对所述固溶态钢板进行温轧处理，制得1.5-4mm钢板，冷却至室温后进行冷轧处理，制得0.75-2mm轧制态钢板；s5.将所述轧制态钢板于400-600℃下进行时效热处理，持续2-10h，热处理完成后水冷至室温，制成所述无钴马氏体时效trip钢。
16.由钢锭热锻、热轧处理后制得热轧态钢板，再将热轧态钢板依次经固溶、水冷、温轧、冷却、时效以及水冷处理，制成无钴马氏体时效trip钢。制造过程所采用的工艺都为常见工艺，操作简单，过程严谨，无钴马氏体时效trip钢成品的硬度、塑性以及表面光滑等性能都有很高质量。
17.本发明的有益效果为：（1）使用8%-14%锰元素替代部分镍元素来稳定残余奥氏体，降低原材料价格，节省成本；（2）添加硼元素，促进马氏体时效trip钢的淬透性并提供间隙原子强化；（3）碳含量在冶炼过程中控制在最低水平；（4）无钴马氏体时效trip钢的屈服强度、抗拉强度以及维氏硬度均处于高水平；（5）工艺简单而严谨，具有广阔的市场前景。
附图说明
18.图1为实施例一的方法流程图。
19.图2为实施例一的工艺示意图。
20.图3为实施例一的热轧态不同工艺对比曲线图a。
21.图4为实施例一的热轧态不同工艺对比曲线图b。
22.图5为实施例一的热轧态不同工艺对比曲线图c。
23.图6为实施例一的固溶态不同工艺对比曲线图a。
24.图7为实施例一的固溶态不同工艺对比曲线图b。
25.图8为实施例一的固溶态不同工艺对比曲线图c。
26.图9为实施例一的固溶态不同工艺对比曲线图d。
27.图10为实施例一无钴马氏体时效trip钢的组织结构图。
28.图11为实施例一无钴马氏体时效trip钢的bcc相的stem图。
29.图12为实施例一无钴马氏体时效trip钢的fcc相的stem图。
具体实施方式
30.一种无钴马氏体时效trip钢，按质量百分数包括mn：8%-14%、ni：2%-6%、al：2.5%-4%、mo：3%-5%、ti：1%-1.2%、b≤0.01%，余者为fe以及不可避免的杂质。使用8%-14%锰元素替代部分镍元素来稳定残余奥氏体，降低原材料价格，节省成本；添加硼元素，促进马氏体时效trip钢的淬透性并提供间隙原子强化；碳含量在冶炼过程中控制在最低水平。
31.为使钴马氏体时效trip钢达到更高质量，更精确地限定成分，按质量百分数包括mn：9%-12%、ni：3%-6%、al：2.5%-3.5%、mo：3.5%-4.5%、ti：1.1%-1.2%、b≤0.01%，余者为fe以及不可避免的杂质。
32.一种无钴马氏体时效trip钢的制备方法，如图1所示，包括：s1.提供包括mn：8%-14%、ni：2%-6%、al：2.5%-4%、mo：3%-5%、ti：1%-1.2%、b≤0.01%，余者为fe以及不可避免杂质的钢锭；s2.对钢锭进行热锻加工制得钢坯，热锻温度为1000-1250℃，在金属再结晶温度以上进行的锻造工艺称为热锻，高质量的钢材料可在极高温度下热锻，能获得更好的性能，对钢坯进行热轧处理，制得3-8mm热轧态钢板，热轧起始温度为900-1000℃，热轧最终温度为800-900℃，热轧时金属塑性高，变形抗力低，大大减少了金属变形的能量消耗，热轧能改善金属及合金的加工工艺性能，即将铸造状态的粗大晶粒破碎，显着裂纹愈合，减少或消除铸造缺陷，将铸态组织转变为变形组织，提高合金的加工性能；s3.在900-1000℃下对热轧态钢板进行固溶处理，持续10-30min，固溶后水冷至室温，制得固溶态钢板；s4.在300-600℃下对固溶态钢板进行温轧处理，制得1.5-4mm钢板，冷却至室温后进行冷轧处理，制得0.75-2mm轧制态钢板；s5.将轧制态钢板于400-600℃下进行时效热处理，持续2-10h，热处理完成后水冷至室温，制成无钴马氏体时效trip钢。
33.由钢锭热锻、热轧处理后制得热轧态钢板，再将热轧态钢板依次经固溶、水冷、温轧、冷却、时效以及水冷处理，制成无钴马氏体时效trip钢。制造过程所采用的工艺都为常
见工艺，操作简单，过程严谨，无钴马氏体时效trip钢成品的硬度、塑性以及表面光滑等性能都有很高质量。
34.下面通过具体实施例，并结合附图，对本发明的具体实施方式作进一步的说明。
35.实施例一：无钴马氏体时效trip钢选取mn的质量百分数含量为12%，ni为3%，al为3%，mo为4%，ti为1.1%，b为0.01%，其余为fe以及不可避免的杂质。对上述化学成分的无钴马氏体时效trip钢进行工艺实验与研究。
36.如图3所示，对热轧态钢锭进行不同的时效热处理或液氮处理。结果发现，热轧后先进行3小时或10小时时效热处理，再进行水冷处理，屈服强度得到了明显提高，而热轧后先进行10小时时效热处理，再进行液氮浸泡，效果与水冷相差无几；而热轧后只用液氮浸泡3小时，其屈服强度无显著变化。
37.由此，我们得出结论如下：1.液氮处理对性能提升不明显。
38.2.480摄氏度时效热处理，强度有提升，应该是b2相的强化作用，提升幅度应与基体中bcc相的含量正相关。
39.3.经过冷轧（60%-70%）处理之后，再加上480摄氏度时效热处理，材料的硬度发生明显提高。所以后续开展了一系列“温轧+冷轧”组合的轧制工艺试验。
40.如图4所示，对热轧态钢锭进行不同的水淬加时效热处理。结果发现，热轧后在900℃下水淬10分钟，再进行不同时间的时效热处理，其屈服强度均有明显提升，而进行5小时的时效热处理后，屈服强度提升最为明显。
41.由此，我们得出结论：经过480℃不同时间时效热处理，强度有明显提高，并且拉伸曲线呈现下降后又升高的趋势，而480℃下时效热处理5小时，塑性下降明显。
42.如图5所示，对热轧态钢锭进行不同的液氮淬加时效热处理。结果与水淬实验相似，热轧后在900℃下液氮淬10分钟，再进行不同时间的时效热处理，其屈服强度均有明显提升，而进行5小时的时效热处理后，屈服强度提升最为明显。
43.由此，我们得知液氮淬与水淬对于本发明没有明显区别。
44.因此，我们着手实验热轧态直接进行冷轧60-70%，再进行时效热处理，钢板的维氏硬度变化。
45.热轧后直接进行水淬，钢板的维氏硬度相较热轧态出现了明显下降，而热轧后进行60-70%冷轧，相较热轧态得到了提升。若在冷轧后进行480℃的时效热处理，则维氏硬度能获得更为显著的提升。而时效热处理经过3小时后，效果变得极为不明显。
46.由此，我们得出结论，时效热处理能有效提升无钴马氏体时效trip钢的维氏硬度。
47.对于热轧态的不同工艺进行检验后，我们对固溶态钢锭也进行了不同工艺的检验。
48.如图6所示，冷轧加温轧后在480℃下进行3小时以上的保温，则无钴马氏体时效trip钢的屈服强度得到显著提高，而保温后塑性下降。
49.如图7所示，冷轧后在480℃下进行3小时以上的保温，则无钴马氏体时效trip钢的屈服强度得到显著提高，而保温后塑性下降极为明显。
50.如图8所示，在480℃下温轧后，保持温度不变，进行3小时以上的保温，则无钴马氏
体时效trip钢的屈服强度得到显著提高，而保温后塑性下降。
51.如图9所示，冷轧后在250℃下进行温轧，并在480℃下进行3小时以上的保温，则无钴马氏体时效trip钢的屈服强度得到显著提高，且保温后塑性略有提升。
52.综合上述4个不同工艺的实验，我们能够得出结论：在480℃下温轧后进行冷轧，无钴马氏体时效trip钢的性能最好。
53.综合上述所有工艺实验，如图2所示，无钴马氏体时效trip钢的最佳工艺如下：s1.提供包括mn：12%、ni：3%、al：3%、mo：4%、ti：1.1%、b：0.01%，余者为fe以及不可避免杂质的钢锭；s2.对钢锭进行热锻加工制得钢坯，对钢坯进行热轧处理，制得3mm热轧态钢板；s3.在900℃下对热轧态钢板进行固溶处理，持续10min，固溶后水冷至室温，制得固溶态钢板；s4.在480℃下对固溶态钢板进行温轧处理，制得1.5mm钢板，冷却至室温后进行冷轧处理，制得0.75mm轧制态钢板；s5.将轧制态钢板于480℃下进行时效热处理，持续3h，热处理完成后水冷至室温，制成无钴马氏体时效trip钢。
54.图2中，solution为固溶，aging为时效热处理，wq为水冷，wr为温轧，cr为冷轧。
55.我们对无钴马氏体时效trip钢进行观测，发现无钴马氏体时效trip钢包含马氏体相和奥氏体相，如图10所示,其中灰部分为奥氏体，白部分为马氏体。马氏体的主要特征是高的强度和硬度，奥氏体塑性很好，强度较低，具有一定韧性，不具有铁磁性。无钴马氏体时效trip钢马氏体的体积分数为85%，奥氏体的体积分数为15%。马氏体占有85%体积分数，表明无钴马氏体时效trip钢的硬度处于高水平，同时15%体积分数的奥氏体为无钴马氏体时效trip钢提供了高塑性。
56.无钴马氏体时效trip钢的屈服强度为1850mpa；无钴马氏体时效trip钢的抗拉强度至少为2000mpa。屈服强度是金属材料发生屈服现象时的屈服极限，抗拉强度是金属在静拉伸条件下的最大承载能力，1850mpa的屈服强度以及2000mpa以上的抗拉强度表明无钴马氏体时效trip钢具备高强度高塑性。无钴马氏体时效trip钢的维氏硬度至少为580。维氏硬度，是指用一个相对面间夹角为136度的金刚石正棱锥体压头，在规定载荷f作用下压入被测试样表面，保持定时间后卸除载荷，测量压痕对角线长度d，进而计算出压痕表面积，最后求出压痕表面积上的平均压力，即为金属的维氏硬度值。
57.无钴马氏体时效trip钢中的fcc相包含超细晶奥氏体，如图11、12所示。图11中（a）为bcc相的明场stem图，（b）为bcc相的暗场stem图；图12中（c）和（d）fcc相的暗场tem图。超细晶奥氏体是指超细的奥氏体晶粒，为本领域常用说法，通过tem观察其位错分布不均匀。无钴马氏体时效trip钢中的bcc相组织结构为马氏体板条状。通过tem观察，其间分布着不同密度的位错结构。
58.本发明的有益效果为：（1）使用锰元素替代部分镍元素来稳定残余奥氏体，降低原材料价格，节省成本；（2）添加硼元素，促进马氏体时效trip钢的淬透性并提供间隙原子强化；（3）碳含量在冶炼过程中控制在最低水平；（4）无钴马氏体时效trip钢的屈服强度、抗拉强度以及维氏硬度均处于高水平；（5）工艺简单而严谨，具有广阔的市场前景。
59.以上的实施例只是本发明的一种较佳的方案，并非对本发明作任何形式上的限
制，在不超出权利要求所记载的技术方案的前提下还有其它的变体及改型。

技术特征：

1.一种无钴马氏体时效trip钢，其特征在于，按质量百分数包括mn：8%-14%、ni：2%-6%、al：2.5%-4%、mo：3%-5%、ti：1%-1.2%、b≤0.01%，余者为fe以及不可避免的杂质。2.根据权利要求1所述的无钴马氏体时效trip钢，其特征在于，按质量百分数包括mn：9%-12%、ni：3%-6%、al：2.5%-3.5%、mo：3.5%-4.5%、ti：1.1%-1.2%、b≤0.01%，余者为fe以及不可避免的杂质。3.根据权利要求1所述的无钴马氏体时效trip钢，其特征在于，所述无钴马氏体时效trip钢包含马氏体相和奥氏体相。4.根据权利要求2所述的无钴马氏体时效trip钢，其特征在于，所述无钴马氏体时效trip钢马氏体的体积分数为85-90%，奥氏体的体积分数为10-15%。5.根据权利要求1所述的无钴马氏体时效trip钢，其特征在于，所述无钴马氏体时效trip钢的屈服强度为1800-2000mpa；所述无钴马氏体时效trip钢的抗拉强度至少为2000mpa。6.根据权利要求1或2所述的无钴马氏体时效trip钢，其特征在于，所述无钴马氏体时效trip钢中的fcc相包含超细晶奥氏体。7.根据权利要求1或2所述的无钴马氏体时效trip钢，其特征在于，所述无钴马氏体时效trip钢中的bcc相组织结构为马氏体板条状。8.一种无钴马氏体时效trip钢的制备方法，适用于如权利要求1至7所述的任一项无钴马氏体时效trip钢，其特征在于，包括：s1.提供包括mn：8%-14%、ni：2%-6%、al：2.5%-4%、mo：3%-5%、ti：1%-1.2%、b≤0.01%，余者为fe以及不可避免杂质的钢锭；s2.对所述钢锭进行热锻加工制得钢坯，对所述钢坯进行热轧处理，制得3-8mm热轧态钢板；s3.在900-1000℃下对所述热轧态钢板进行固溶处理，持续10-30min，固溶后水冷至室温，制得固溶态钢板；s4.在300-600℃下对所述固溶态钢板进行温轧处理，制得1.5-4mm钢板，冷却至室温后进行冷轧处理，制得0.75-2mm轧制态钢板；s5.将所述轧制态钢板于400-600℃下进行时效热处理，持续2-10h，热处理完成后水冷至室温，制成所述无钴马氏体时效trip钢。

技术总结

本发明公开了一种无钴马氏体时效TRIP钢及其制备方法，按质量百分数包括Mn：8%-14%、Ni：2%-6%、Al：2.5%-4%、Mo：3%-5%、Ti：1%-1.2%、B≤0.01%，余者为Fe以及不可避免的杂质。本发明的有益效果为：（1）使用8%-14%锰元素替代部分镍元素来稳定残余奥氏体，降低原材料价格，节省成本；（2）添加硼元素，促进马氏体时效TRIP钢的淬透性并提供间隙原子强化；（3）碳含量在冶炼过程中控制在最低水平；（4）无钴马氏体时效TRIP钢的屈服强度、抗拉强度以及维氏硬度均处于高水平；（5）工艺简单而严谨，具有广阔的市场前景。前景。前景。