本发明涉及一种fe-mn-al-ni-mo-c高强度奥氏体低密度钢及其制备方法，属于金属材料领域。
背景技术：
1、为实现节能减排和安全性提升，轻量化及高强度高塑性已成为车辆用钢的主要发展趋势。fe-mn-al-c系奥氏体基低密度钢因其优异的强塑性匹配以及突出的减重效果而备受青睐。然而fe-mn-al-c系低密度钢的强化主要依赖κ碳化物的析出，在受力变形过程中，κ碳化物因易被位错剪切而产生滑移面软化效应会导致较低的加工硬化率，使得时效强化后获得高强度的同时，其塑韧性显著降低，难以实现良好的强度和塑韧性匹配。因此，如何提高高强度fe-mn-al-c系低密度钢的加工硬化能力，是奥氏体基低密度钢获得应用需要解决的一个主要问题。
2、目前已有添加一定量ni的fe-mn-al-ni-c低密度钢出现，通过在基体中形成位错绕过型b2相，提高加工硬化率。中国专利申请cn108486492a公开的1200mpa级别低密度钢，添加4％左右的ni，其抗拉强度为1200-1300mpa，延伸率达到30％以上。然而b2相的尺寸、含量、分布、形态等对都会影响fe-mn-al-ni-c低密度钢的综合性能，若可以提高b2相的弥散程度的同时还能形成其他硬质弥散相，将能在保持该钢塑性的基础上，进一步提升强化效果。
技术实现思路
1、有鉴于此，本发明的目的在于提供一种fe-mn-al-ni-mo-c高强度奥氏体低密度钢及其制备方法，该钢是在fe-mn-al-ni-c系合金基础上加入少量的mo和nb，使其在保持低密度优势的同时，显著提高材料的加工硬化率，同时改善材料的强度和塑性。该钢通过冶炼、均匀化处理、特定的热轧、冷轧及特殊热处理后制备得到。
2、为实现本发明的目的，现提供以下技术方案：
3、一种fe-mn-al-ni-mo-c高强度奥氏体低密度钢，其化学成分质量百分比为：c1.0-1.5wt％，mn 20-30wt％，al 7-10wt％，ni 3.0-6.0wt％，mo 0.5-1.5wt％，nb 0.01-0.20wt％，其余为fe及不可避免的杂质；所述钢由奥氏体基体和弥散分布在基体中的纳米级b2相组成，晶界处存在纳米级(nbmo)c碳化物和微米级b2颗粒。
4、优选的，所述钢的密度为6.6-6.9g/cm3，抗拉强度为1500-1700mpa，延伸率在30％以上。
5、一种本发明所述fe-mn-al-ni-mo-c高强度奥氏体低密度钢的制备方法，具体包括以下步骤：
6、(1)冶炼：按所述超高强度钢的化学成分质量百分比称量选取原料，进行真空熔炼及重熔，得到钢锭；
7、(2)均匀化处理：对所述钢锭进行均质化处理；
8、(3)热轧：将均匀化处理后的钢锭进行热轧变形处理，轧制压下量为40％-80％，始轧温度为1050-1100℃，终轧温度＞850℃，在空气中冷却至室温，得到轧板；
9、(4)冷轧：将热轧后的钢板在室温进行轧制变形处理，得到薄板；
10、(5)热处理：首先将薄板进行固溶/退火处理：在温度为850-1100℃下，保温1-3小时，在水中冷却至室温；再进行时效处理：在温度为400-600℃下，保温1-4小时，在空气中冷却至室温，得到一种fe-mn-al-ni-mo-c高强度奥氏体低密度钢。
11、优选的，步骤(1)中，真空熔炼时，将原料装入炉中，抽真空至真空度<50pa时，加热使原料完全熔化且熔池表面无气泡溢出后，在真空度<1pa，温度为1600-1700℃时保温30分钟-2小时进行精炼，充分脱氧后在氩气保护下进行合金化，然后浇注并在真空下冷却得到钢锭；再进行重熔：将钢锭放入炉内，通氩气保护，压强为100-150pa，加热至完全熔化后保温2-5小时，冷却得到重熔后的钢锭。
12、优选的，真空熔炼采用真空感应炉。
13、优选的，重熔时选用真空自耗重熔或电渣重熔的方法。
14、优选的，步骤(2)中，均匀化处理时，在温度不高于600℃时将重熔后的钢锭装入炉内，在温度为1150-1200℃时，保温2-6小时，随炉冷却至室温得到均匀化处理后的钢锭。
15、优选的，步骤(3)中，轧制压下量为60％～80％，每次出炉的第一道次热轧压下量>30％。
16、优选的，步骤(4)中，轧制压下量为50％-70％，
17、优选的，步骤(5)中，固溶/退火温度为900-1050℃，保温时间为1-3h。
18、有益效果
19、本发明提供了一种fe-mn-al-ni-mo-c高强度奥氏体低密度钢，首先通过添加一定量的ni元素，形成一定体积分数的b2相，其次通过加入少量的mo和nb元素，利用mo促进粒状微米级和纳米级b2相颗粒的析出，并于nb复合形成一定量纳米级mc(m＝mo、nb)钉扎晶界细化晶粒，同时抑制时效过程中κ的析出，利用多重析出相协同强化效果，提高强度和加工硬化能力，获得优异的强塑性匹配。
20、本发明提供了一种fe-mn-al-ni-mo-c高强度奥氏体低密度钢，该钢种密度为6.6-6.9g/cm3，抗拉强度达1500-1700mpa，同时延伸率达到30％以上，相比不添加mo和nb元素的b2相强化钢，抗拉强度提升200-350mpa，总延伸率提高5％-10％。
21、本发明的成分设计依据如下：
22、c：c的主要作用是参与κ-碳化物((fe，mn)3alc)、mc(m＝mo、nb)碳化物析出强化，提高钢的强度。c还是重要的固溶强化元素，可促进奥氏体形成，同时有利于降低密度。随c含量增加，钢的强度和延伸率都可得到提升，但过高的c含量会导致钢材的焊接性能显著下降，冷脆性和时效敏感性增大。因此，本发明的c含量为1.0-1.5％。
23、mn：mn是奥氏体稳定元素，mn的主要作用是促进基体奥氏体化。奥氏体组织可使钢保持较高的加工硬化率，改善塑性；但mn含量较高时，会导致脆性β-mn相形成使工件在快速加热和冷却过程中的开裂倾向增大。因此，本发明的mn含量为20-30％。
24、al：al的密度为2.7g/cm3，是降低钢的密度的主要元素。al的另一主要作用是与ni结合形成金属间化合物b2相(nial)，同时其也作为κ-碳化物的组成元素促进κ-碳化物的形成。al含量过低会导致无法形成足够的b2相和κ-碳化物，但过高的al含量会促进铁素体以及带状b2的形成，降低钢的强度和塑性。所以，本发明的al含量为7-10％。
25、ni：ni为奥氏体形成元素，能够起到稳定奥氏体基体的作用；此外，与al结合形成金属间化合物b2相，提高强度；但是含量过高会导致粗大的条带状b2相体积分数增加，严重恶化塑性和成形性。因此本发明的ni含量为3-6％。
26、nb：nb能与c原子结合形成稳定的mc型碳化物在晶界处形核钉扎晶界细化晶粒，并有效地降低κ-碳化物的析出驱动力，从而抑制其析出与长大，并且nb通常作为微合金元素与mo、v、ti等复合添加，形成的碳化物更加细小、弥散，可以有效避免析出相粗化造成的延展性损失。但nb含量过高时作用增加不明显，达到饱和。因此本发明的nb含量为0.01％-0.2％。
27、mo：首先，mo在低密度钢中固溶度高，少量加入一般以置换固溶原子的形式存在，一方面增加固溶强度，另一方面会取代κ晶格中的fe/mn位点，从而增加κ的形成能，并增加奥氏体基体和κ-碳化物之间的界面能，因此可以抑制κ-碳化物析出，改善加工硬化能力，提高延展性。其次，mo与nb复合形成(nbmo)c碳化物，增加第二相强化效果，并由于其分解温度高，高温处理时起到钉扎晶界的作用，细化晶粒。另外mo作为铁素体形成元素添加到fe-mn-al-ni-c钢中，会促进粒状bcc结构的b2相形成，同时(nbmo)c易于在b2边缘形成而阻碍b2的长大，因此大大增加了b2相的弥散程度。但是mo含量过高会产生粗大的碳化物沿晶界析出，降低强化效果，mo含量过低对促进b2相的弥散析出作用过低。因此本发明的mo含量为0.5％-1.5％。
28、本发明提供了一种fe-mn-al-ni-mo-c高强度奥氏体低密度钢的制备方法，首先对含ni的b2相强化低迷度钢在均匀化处理后进行热轧，得到成分均匀的奥氏体组织，并始终控制终轧温度>850℃，以保证热轧过程中b2相和κ-碳化物不会析出。热轧后水冷，使高温下成分均匀并包含一定密度位错的奥氏体组织保持下来，具有较好的塑性，以利于冷变形。之后，为了提高位错密度和在后续热处理过程中通过再结晶细化晶粒，对热轧后钢板在室温下冷轧，引入了高密度位错。冷轧后进行退火和时效处理，退火处理在有利于b2析出的900～1050℃下进行，在高密度位错和mo元素的促进作用下，基体上弥散析出大量细小颗粒状b2相，并发生再结晶现象，同时高温热轧态析出的细小(nbmo)c钉扎晶界，细化了晶粒。时效处理在有利于κ-碳化物析出的400～600℃下进行，由于固溶于基体中的mo元素具有提高κ-碳化物形成能的作用，以及b2相的析出消耗了基体中的al，使κ-碳化物的析出受到抑制，因此时效过程中κ-碳化物在基体中以更为细小、弥散的形式析出。