一种具有优良力学性能的高锰钢及其制造方法
专利汇可以提供一种具有优良力学性能的高锰钢及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 提供一种具有优良 力 学性能的高锰 钢 ，以重量百分比计，其化学成分包含：C：0.3～1.0％，Mn：15.0～30.0％，P：≤0.025％，S：≤0.025％，V：0.1～0.4％或Ti：0.02～0.06％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明还提供该钢的制造方法，包括浇注、 铸造 、 热轧 、冷却、卷取工序。本发明钢不添加Al和Si元素，是一种具有较好的TWIP效应的高强度高塑性的高锰钢，可以用来制造 汽车 上高强度，高塑性以及高的撞击吸收能的部件。，下面是一种具有优良力学性能的高锰钢及其制造方法专利的具体信息内容。
1、一种高锰钢，其特征在于包含如下重量百分比的化学成分：C：0.3～1.0％， Mn：15.0～30.0％，V：0.1～0.4％或Ti：0.02～0.06％，P：≤0.025％，S：≤0.025 ％，其余为Fe和不可避免的杂质。
2、如权利要求1所述的高锰钢，其特征在于，所述C的重量百分含量为0.5～0.9 ％。
3、如权利要求1所述的高锰钢，其特征在于，所述P的重量百分含量≤0.01％。
4、如权利要求1所述的高锰钢，其特征在于，所述S的重量百分含量≤0.006％。
5、如权利要求1所述的高锰钢，其特征在于，所述Mn和所述C的关系为：31≤15×C (wt％)+Mn(wt％)≤36。
6、权利要求1所述高锰钢的制造方法，包括浇注、铸造、热轧、冷却、卷取工序， 其特征在于，所述高锰钢包含如下重量百分比的化学成分：C：0.3～1.0％，Mn：15.0～ 30.0％，V：0.1～0.4％或Ti：0.02～0.06％，P：≤0.025％，S：≤0.025％，其余 为Fe和不可避免的杂质。
7、如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，所述浇注工序中浇注温度为1450～ 1490℃。
8、如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，所述铸造工序采用模铸或连铸。
9、如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，所述热轧工序中轧制温度为1150～ 1250℃，终轧温度为870～930℃。
10、如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，所述冷却工序为空冷3～5秒， 然后水冷。
11、如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，所述卷取工序中卷取温度为500～ 560℃。
12、如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，所述热轧工序后还包括酸洗、 冷轧、退火工序，所述冷轧工序中冷轧压下率为40％～80％。
13、如权利要求6所述的制造方法，其特征在于，所述热轧工序后还包括酸洗、 冷轧、退火工序，所述退火工序为连续退火或罩式炉退火，退火温度为500～950℃， 退火时间为2～360min。
技术领域
本发明涉及一种钢材，具体地说，本发明涉及具有优良力学性能的高锰钢。
背景技术
钢在拉伸时的应力-应变曲线下的面积表征了材料变形过程所消耗的机械能的大 小，这个面积的数值反映了材料破坏前吸收能量的大小，而材料的拉伸强度和延伸率 的乘积在一定程度上反映了材料破坏前吸收撞击能的能力。对于高强度钢而言，塑性 的提高不仅可增加其成型性能，其撞击吸收能亦明显提高。目前汽车用高强度钢板的 强塑(拉伸强度和延伸率)积都在25000MPa％以下。此外，高强度钢的另外一个问题 是延迟断裂，一般随着强度的增加，钢的耐延迟断裂性能变差，而吸氢是造成钢的耐 延迟断裂性能下降的主要原因。
但是，强度和塑性是钢材性能方面的一对矛盾，一般随着强度的提升，塑性会下 降，这不仅降低了材料的成型性，而且衡量撞击吸收能的重要指标(强度和延伸率的 乘积)不能得到明显提高。因此，在强度和塑性综合性能上取得一定的突破一直是专 业人士所追求的目标，而利用TWIP(Twinning Induced Plasticity)效应是一种有效 地提高塑性的途径。
尽管高锰钢的使用历史悠久，但其主要应用于制造抗冲击磨损、无磁性或不锈钢 部件，并未在高强度钢的应用方面得到重视。通过检索，发现有关高锰钢的专利文献 基本都是关于耐磨材料、非磁性钢、低温应用、以及高锰钢铸造或焊接方面的，作为 高强度钢板方面的发明专利很少。
专利文献US5,431,753A公开了一种用高锰钢生产的高强度钢板，其主要成分为(重 量)：C：＜1.5％，Mn：15.0～35.0％，Al：2.0～6.0％，添加一种或几种选自由小于0.6 ％的Si、小于5.0％的Cu、小于1.0％的Nb、小于0.5％的V、小于0.5％的Ti、小于9.0 ％的Cr、小于4.0％的Ni及小于0.2％的N所构成的组中的元素，而且重点对Mn和Al的添 加作了一定的限制，强调了Mn和Al元素对合金性能的影响。该成分的钢经控轧控冷， 可以生产热轧钢板或冷轧板。
专利文献DE102005062221公开了一种用高锰钢生产高强度钢板的成分及方法。所 述高锰钢的主要成分为(重量)：C：0.05～1.0％，Mn：9.0～25.0％，Al：0.1～11.0％， Si：0～6.0％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。重点对Mn和C的添加比例关系作了限 制，以便利用TRIP效应获得更好的机械性能。
专利文献CN200480044461.3公开了一种生产具有TWIP效应的热轧高强度钢板带或 薄钢板的方法。所述钢板具有如下主要成分(重量)：C：0.003～1.5％，Mn：18.0～30.0％， Ni：≤10％，Al：≤10％，Si：≤8％，N：≤0.06％，Cr：≤10％，Cu：≤3％，P：≤0.4％， S：≤0.15％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。将具有这些成分的合金通过控轧控冷 在700℃以上完成热轧，在750℃以下的温度进行卷取。
专利文献CN200680007190.3公开了一种高锰轻质结构钢的成分和生产设备。所述 高锰钢的主要成分为(重量)：C：＜0.8％，Mn：15.0～27.0％，Al：1.0～6.0％，Si： 1.0～6.0％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。将具有这些成分的合金通过一种薄板 坯铸造机铸造，在中间炉中实现温度平衡，不经过中间冷却而直接热轧，从而解决了 高锰钢连铸时凝固壳强度低，容易出现拉裂，漏钢的问题。
上述相关专利文献中钢的主要成分见表1。
表1相关专利文献中钢的主要成分(wt％)：
专利文献号 C Si Mn Al Ti V US5,431,753 ＜1.5 ＜0.6 15.0～35.0 2.0～6.0 ＜0.5 ＜0.5 DE102005062221 0.05～1.0 ＜6.0 9.0～25.0 0.1～11.0 / / CN200480044461.3 0.003～1.5 ＜8.0 18.0～30.0 ＜10.0 / / CN200680007190.3 ＜0.8 1.0～6.0 12.0～27.0 1.0～6.0 / /
由表1可以看出，上述专利文献公开的高锰钢中都添加了大量的Al和Si元素， 这不仅增加了合金的成本，而且Al元素在浇铸时易形成Al2O3，堵塞水口，造成浇铸 困难；而Si则是严重影响合金的可镀性的元素之一，不能满足汽车用钢的表面要求。
为解决上述问题，本发明的目在于提供一种不添加Al和Si元素、具有较好的TWIP 效应的高强度高塑性的高锰钢及其制造方法。
发明内容
其中，所述C的重量百分含量优选0.5～0.9％；所述P的重量百分含量优选≤0.01 ％；所述S的重量百分含量优选≤0.006％；所述Mn和所述C的关系优选31≤15×C (wt％)+Mn(wt％)≤36。
本发明合金设计的理由如下：
C：C是重要的固溶强化元素，是获得高强度钢的保证。若C含量过低，固溶强化 的效果得不到最大程度的发挥，难于保证材料要求的高强度；若C含量过高，容易在 晶界上析出碳化物，降低材料的塑性。因此，C的含量范围以0.3～1.0％为宜，优选 0.5～0.9％。
Mn：Mn的主要作用是用来取代Ni以稳定奥氏体，钢在变形时，稳定的奥氏体会 产生大量细小的孪晶，大幅度提高钢的塑性，同时降低钢的生产成本。实验证明，若 Mn含量过低，则钢中的奥氏体不稳定，在加工或使用过程中，可能产生较多的马氏体 从而降低钢的塑性；若Mn含量过高，不仅会增加钢的成本，而且钢的强度和塑性均会 降低。因此，Mn的含量范围以15.0～30.0％为宜。
V：钢在卷取时会析出V的碳化物或碳氮化合物，V的碳化物是一种有效的可扩散 性氢的陷阱，使进入的氢均匀分布，净化晶界的吸附氢，能够明显改善由于吸氢造成 的氢脆或者延迟开裂性能。因此，V的含量范围以0.1～0.40％为宜。
Ti：Ti的作用与V相似，能形成Ti的碳化物或碳氮化合物，可明显改善由于吸 氢造成的氢脆或者延迟开裂性能。但Ti元素含量不宜过高，过高会造成碳化物或碳氮 化物长大，降低材料的塑性。因此，Ti的含量范围以0.02～0.06％为宜。
P：由于钢中含有大量的Mn元素，会增大P在晶界的偏聚，弱化晶界，故P含量 应尽可能降低。因此，P的含量范围以≤0.025％为宜，优选≤0.01％。
S：由于钢中含有大量的Mn元素，S在钢中易形成MnS，引起热脆，所以S含量越 少越好。因此，S的含量范围以≤0.025％为宜，优选≤0.006％。
Mn和C的关系：31≤15×C(wt％)+Mn(wt％)≤36。因为钢中Mn和C的含量都对奥 氏体的稳定性和层错能有影响，如果Mn和C含量同为成分范围的下限附近时，钢容易 在加工或使用过程中产生马氏体从而使塑性降低，失去了稳定的奥氏体变形时大量孪 晶带来的高塑性；当Mn和C含量同为成分范围的上限附近时，钢的强度和塑性的总体 优势不明显，反而增加了钢的成本和制造难度。Mn和C含量关系的示意图见图1。
本发明还提供所述高锰钢的制造方法，包括浇注、铸造、热轧、冷却、卷取工序， 所述高锰钢以重量百分比计其化学成分包含：C：0.3～1.0％，Mn：15.0～30.0％，V： 0.1～0.4％或Ti：0.02～0.06％，P：≤0.025％，S：≤0.025％，其余为Fe和不可 避免的杂质。其中，所述浇注工序中浇注温度可为1450～1490℃；所述铸造工序可采 用模铸或连铸；所述热轧工序中轧制温度可为1180～1250℃，终轧温度可为870～ 930℃；所述冷却工序可采用空冷3～5秒，然后水冷；所述卷取工序中卷取温度可为 500～560℃。
其中，所述热轧工序后还可包括酸洗、冷轧、退火工序。所述冷轧工序中冷轧压 下率可为40％～80％；所述退火工序可采用连续退火或罩式炉退火，退火温度可为500～ 950℃，退火时间可为2～360min。不同温度的退火后，该钢的晶粒尺寸约为1～40um， 钢的屈服强度约为300～650MPa，因此，可根据需要的屈服强度选择不同的退火温度。
热轧钢的力学性能为：Rp0.2＝450～550MPa，Rm≥900MPa，A50≥50％， Rm×A50≥50000MPa％。
冷轧钢的力学性能为：Rp0.2＝300～650MPa，Rm≥900MPa，A50≥50％， Rm×A50≥50000MPa％。
本发明的有益效果为：
本发明钢具有高强度和高塑性，可以很好地满足汽车工业减重、节能、提高安全 性的发展趋势，可以用来制造汽车上高强度，高塑性以及高的撞击吸收能的部件。
附图说明
图1表示本发明钢中Mn和C的含量关系。
图2表示本发明钢热轧后的金相组织。
具体实施方式
实施例1～10
表2表示本发明钢的实施例和比较例的化学成分，其中A1～A10分别表示本发明 实施例，B1～B4、C1～C4分别表示比较例，分别是专利文献US5,431,753A和专利文 献CN200480044461.3中的钢材。表3列出了本发明实施例与比较例的力学性能。
表2实施例与比较例的化学成分，wt％
表3本发明钢与比较钢的力学性能
续表3
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