一种1200MPa级沉淀强化含钒高锰奥氏体钢及其制备方法

一种1200mpa级沉淀强化含钒高锰奥氏体钢及其制备方法
技术领域
1.本发明属于金属材料领域，特别涉及一种交通运输、航空航天、低温装备、能源化工领域使用的1200mpa级沉淀强化含钒高锰奥氏体钢及其制备方法。
技术背景
2.高锰奥氏体钢具有超高的塑性韧性、优异的超低温性能、无磁性和相对低廉的成本，在lng(液化天然气)运输用低温容器、航天器吸能结构、强磁场结构材料等领域具有极大应用潜力。但通常室温下高锰奥氏体钢的屈服强度仅有300mpa左右，严重限制了高锰奥氏体钢的应用。奥氏体室温下强烈的形变硬化特点，使其冷变形抗力大，通过冷变形强化对装备要求高，难以制造厚板或锻件。
3.通过控轧控冷细化奥氏体组织，降低平均晶粒尺寸，是目前提高高锰奥氏体钢屈服强度的有效方法。例如公开号为cn110747399b的发明专利在冷速较低时，屈服强度仅有285mpa。降低板厚提高冷速后，屈服强度可提高至460mpa。公开号为cn112281066a的发明专利提出，添加微量的v元素，可以提高控轧控冷过程细化晶粒的效率，可将其屈服强度提高至500mpa级别。这代表了目前通过控轧控冷细化奥氏体组织提高屈服强度的最高水平。继续降低晶粒尺寸将导致高锰奥氏体钢的塑性和韧性急剧下降。
4.提高屈服强度的另一类常见方法是增加更多种类的合金元素以提高固溶强化对屈服强度的贡献。例如公开号为cn110578099b的发明专利通过添加质量分数6-10％的cr元素，2％的mo元素，2％的al元素，将热轧高锰奥氏体钢的屈服强度提高至400mpa级别。但大量添加合金元素将显著提高高锰奥氏体钢的原料成本从而降低其价格优势。另外，一些合金元素的大量添加将显著降低奥氏体的稳定性，使得低温甚至室温下出现bcc结构的铁素体或对称性更低的马氏体，在提高屈服强度的同时，显著降低其塑性韧性，并使其具有铁磁性。例如公开号为cn112281074a的发明专利提出，添加质量分数约8％的al可将其屈服强度提高至460mpa。但继续提高屈服强度至585mpa后，其低温韧性下降超过60％。
5.在现有公开的方法种，微合金元素如nb、v、ti的添加量低于0.5％，其主要目的是在钢液凝固和热变形阶段析出，抑制热变形过程中高温下动态再结晶和晶粒粗化，提高控轧控冷细化组织的效率。但利用微合金元素在室温下实现沉淀强化的方法目前还未有公开和应用。


技术实现要素：

6.本发明目的是为了实现屈服强度的大幅度提高而提出一种1200mpa级沉淀强化含钒高锰奥氏体钢的制备方法。
7.为实现这一目的，本发明提供了一种高屈服强度的高锰奥氏体钢，其化学成分按质量百分比，含有：c：0.8～1.2％、mn：16.0～22.0％、v：0.8～1.2％、p≤0.035％、s≤0.030％，其余为fe及其他不可避免的杂质元素。
8.按照质量百分比计，本发明提供的c含量范围为0.8～1.2％，优选为1.0％，c元素
是奥氏体稳定元素，确保本发明的基体为无磁且低温韧性优异的奥氏体。并且c元素是v的碳化物组成元素。
9.按照质量百分比计，本发明提供的v含量为0.8-1.2％。部分v元素在热变形阶段形成碳化物沉淀相抑制组织粗化，大部分v元素在热变形后的人工时效处理阶段以纳米尺寸沉淀相形式高密度弥散析出，实现沉淀强化，进一步提高高锰奥氏体钢的屈服强度。
10.与现有含v元素高锰奥氏体钢不同，本发明所述高锰奥氏体钢具有很高的v含量和c含量，以保证在奥氏体高[v][c]固溶度积条件下仍有充分的碳化物沉淀相析出。
[0011]
与现有含v元素高锰奥氏体钢不同，本发明所述高锰奥氏体钢的制备方法，高锰奥氏体钢在热变形后，在650-950℃范围进行人工时效处理，以实现沉淀强化。
[0012]
本发明对所述的高锰奥氏体钢的原料没有特殊限定，能够满足技术方案的成分配比即可，可增加除氧、除硫、除磷等环节。本发明提供的高锰钢限定以上元素含量范围，也可以根据应用情况适当进行nb、mo、ti等微合金化。微合金化元素总含量不超过质量分数1％。结合本发明提供制备方法，可获得高屈服强度、优良塑性的高锰钢。
[0013]
上述技术方案所述的高锰奥氏体钢的制造方法包括以下步骤：
[0014]
1.其制造方法包括熔炼、模铸或连铸、热变形、退火处理。
[0015]
2.熔炼后采用模铸或连铸获得坯料。
[0016]
3.模铸坯在1000-1200℃范围退火后，在900-1200℃范围热轧或热锻。
[0017]
4.连铸坯在950-1200℃范围连轧。
[0018]
5.热轧、热锻或连轧坯在650-850℃范围退火处理。
[0019]
优选的，所述步骤3和4中的热轧温度为1200℃，总热轧变形量在50％～80％，终轧温度≥950℃，热轧完成后水冷。
[0020]
优选的，所述步骤5中退火温度为800℃，冷却方式为水冷。
[0021]
本发明对熔炼、热处理的设备没有特殊限定，采用本领域技术人员熟知的设备即可。
[0022]
本发明提供的高锰奥氏体钢实现高屈服强度的原理如下所述：
[0023]
合金元素mn作为高锰钢最主要的添加元素，其作用是扩大奥氏体相区，保证基体为单相、无磁、低温韧性优异的奥氏体。本发明成分涉及的高锰奥氏体钢典型xrd衍射谱如图1所示。
[0024]
合金元素c作为间隙固溶元素，固溶到奥氏体基体中可提高奥氏体稳定性，也能显著增加奥氏体的强度。本发明所提供的高锰奥氏体钢，其mn及c成分设计目的之一就是保证基体层错能处于较高水平，确保高奥氏体钢的变形机制为形变诱发孪生，抑制马氏体相变，从而保证室温和低温下优异的塑性和韧性，以及无磁性。
[0025]
合金元素v在奥氏体高温变形中可能有部分以碳化物形式析出。本发明提供的v和c含量较现有公开方法中更高，其目的主要是为了确保v热变形后仍有足够的v和c元素固溶，以便于在后续人工时效处理过程中仍有足够的碳化物稳定弥散析出，提高高锰奥氏体钢的屈服强度。
[0026]
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
[0027]
本发明通过热变形后的人工时效处理，促进v的碳化物析出，实现屈服强度的大幅度提高，该方法在低强度阶段变形，对变形装备要求低，控制参数窗口宽，通过热处理实现
沉淀强化，进一步提高高锰奥氏体钢的屈服强度，装备通用性好，在生产中更容易实现，这种制造方法是一种低成本短流程方法。
附图说明
[0028]
图1为本发明提供的高锰奥氏体钢典型状态的xrd图谱。
[0029]
图2为本发明采用的准静态拉伸试验试样尺寸。
[0030]
图3为本发明实施例中高锰奥氏体钢典型状态的拉伸曲线。
具体实施方式：
[0031]
下面结合具体的实施例，进一步说明本发明的高锰奥氏体钢。显然，所描述实施例仅是本发明一部分实施例，而不是全部实施例。基于本发明实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明的保护范围。
[0032]
实施例中提供的高锰奥氏体钢的力学性能和xrd衍射谱如表1、图1和图3所示。
[0033]
实施例1
[0034]
1.1成分：按照质量百分比计，包括c：0.8％、mn：22％、v：0.8％、al：0.1～0.3％、si：0.1～0.5％，其余为fe。
[0035]
1.2制备方法：电弧熔炼；950℃热轧，热轧总变形量≥75％；800℃退火15分钟，水冷。
[0036]
实施例2
[0037]
2.1成分：按照质量百分比计，包括c：1.0％、mn：18％、v：1.0％、al：0.1～0.3％、si：0.1～0.5％，其余为fe。
[0038]
2.2制备方法：感应熔炼；1100℃热轧，热轧总变形量≥75％；900℃退火30分钟，水冷。
[0039]
实施例3
[0040]
3.1成分：按照质量百分比计，包括c：1.2％、mn：16％、v：1.2％、al：0.1～0.3％、si：0.1～0.5％，其余为fe。
[0041]
3.2制备方法：感应熔炼；1200℃热轧，热锻总变形量65％；650℃退火8h，水冷。
[0042]
表一
[0043] 屈服强度(mpa)抗拉强度(mpa)延伸率(％)实施例一739120540实施例二715121738实施例三715124537
[0044]
上述实例仅为本

技术实现要素：
的优选实例，但不能理解为对本发明专利范围大的限制，对于本领域的技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，做出各种更改和变化仍然属于本发明的保护范围。
[0045]
本发明公开了一种屈服强度700mpa级的高锰奥氏体钢及其制备方法，按质量百分含量计，包括以下成分：c：0.8～1.2％、mn：16.0～22.0％、v：0.8～1.2％、其余为fe及其他不可避免的杂质元素。其制备方法是：冶炼、模铸或连铸、热轧、退火处理。本发明所提供的高锰钢，其益处在于：在所提供的成分设计范围内，热轧后进行人工时效处理即可获得屈服
强度大于700mpa、抗拉强度大于1200mpa、延伸率大于35％的优异力学性能。