一种具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢及其制造方法
阅读：950发布：2020-05-29
专利汇可以提供一种具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温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 为一种具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温 钢 ，该耐低温钢的化学成分组成 质量 百分含量为：C：0.050～0.30％，Mn：25～35％，Si：0.30～1.5％，Al：2.0～4.0％，其余为Fe和不可避免的杂质；所述的耐低温钢在-196℃下的层错能为25～40mJ/m2。本发明得到的耐低温钢在液氮 温度 (-196℃)的冲击功在200J～250J之间；室温下冲击功在300J～350J之间， 屈服强度 在200MPa～300MPa之间， 抗拉强度 在600MPa～700MPa之间，断后伸长率在45％～65％之间。，下面是一种具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢，其特征为该耐低温钢的化学成分组成质量百分含量为：C：0.050～0.30%，Mn：25～35%，Si：0.30～1.5%，Al：2.0～4.0%，其余为Fe和不可避免的杂质；
所述的耐低温钢在-196℃下的层错能为25 40mJ/m2。
~
2.如权利要求1所述的具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢，其特征为该耐低温钢的显微组织是奥氏体，平均晶粒尺寸为50 100μm；
~
所述的具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢在液氮温度（-196℃）的冲击功在200J~
250J之间；室温下冲击功在300J 350J之间，屈服强度在200MPa 300MPa之间，抗拉强度在~ ~
600MPa 700MPa之间，断后伸长率在45% 65%之间。
~ ~
3.如权利要求1所述的具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢的制备方法，其特征为包括以下步骤：
（1）按照上述合金钢的质量配比准备投料量，进行转炉或电弧炉冶炼；熔炼完成后，真空精炼；
其中，锰元素、硅元素的加入分别是以锰铁合金和硅铁合金的方式加入；
（2）连铸：将上步最后得到的钢水注入中间包中，中间包烘烤温度为1050 1100℃；浇注~
时，采用全程保护浇注；钢水温度1550 1580℃，连铸的拉速为1 1.5m/min，得到钢坯（锭）；
~ ~
（3）加热工序：将上步得到的钢坯（锭）氮气保护下加热至1100 1200°C，保温1.5 2小~ ~
时；
（4）轧制工序：将加热后的钢锭放入热轧机上，开轧温度控制在1050～1150℃之间进行粗轧，粗轧下压2 8道次，每道次压下量控制在20～30%，粗轧总压下量控制在60 80%；然后~ ~
进行精轧，精轧温度控制在850～1050℃之间，下压4 10道次，每道次压下量控制在10～~
20%，精轧总压下量控制在60 85%；最后在800 900℃进行终轧；轧制总压下量不低于90%；终~ ~
轧后在冷床上自然冷却到室温，得到钢板坯；
（5）热处理工序：将上步得到的冷却后的钢板坯，放置加热炉中随炉加热至900 1000~
℃，在还原性气氛或冲惰性气氛下保温1 2小时后，水冷至室温，最终得到具有高冲击韧性~
的高锰TWIP耐低温钢。
4.如权利要求3所述的具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢的制备方法，其特征为所述的步骤（1）中，当采用转炉冶炼时，首先在炉中加入脱硫脱硅的铁水，进行吹氧冶炼，出钢时钢包中再加入锰铁合金、硅铁合金及纯铝，然后进行脱氧、合金化；
所述的转炉冶炼时，注入的脱硫脱硅的铁水中S≤0.01%，Si≤0.10%；吹氧冶炼，冶炼终点要求化学成分如下：C≤0.05%，Si≤0.10%，Mn≤0.20%，S≤0.01%，P≤0.01%。
5.如权利要求3所述的具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢的制备方法，其特征为所述的步骤（1）中，当采用电弧炉冶炼时，首先在炉中加入精选废钢，废钢在熔化后，依次加入称量好的硅铁、锰铁合金进行合金化；加入的金属熔化后，加入石灰石造渣；造渣材料熔化后，接着加入铝石灰脱氧、脱磷；最后加入纯铝；
所述的加入的精选废钢中S≤0.01%，P≤0.10%。
6.如权利要求3所述的具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢的制备方法，其特征为所述的步骤（1）中真空精炼后，钢中氧含量不大于120ppm，氮含量不大于50ppm，S≤0.002%，P≤0.002%。
一种具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明属于低温用钢技术领域，涉及一种具低温钢及其制造方法，具体的说是一种具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢及其制造方法。
背景技术
[0002] 为了控制全球气候变暖，减少温室气体的排放已经成为世界能源发展的主要的目标。液化天然气(Liquefied Natural Gas，简称LNG)是一种新型的清洁能源，主要成分是甲
烷(CH4)，被公认是地球上最干净的化石能源。无毒、无色、无味且无腐蚀性，其体积约为同
质量气态天然气体积的1/625，液化天然气的质量仅为同体积水的45％左右。液化天然气的
制造过程是先对气田生产的天然气进行净化处理，再经一连串超低温液化后(利用液氮液
化)，最后再利用液化天然气船运送。液化天然气燃烧后生成水(H2O)和二氧化碳(CO2)，因此
它对空气的污染非常小，而且它的热值非常大，所以液化天然气是一种比较先进的清洁能
源。LNG是天然气经压缩、冷却至其沸点(-161.5℃)以下变成的液体。通常液化天然气储存
在-161.5℃、0.1MPa左右的低温储存罐内，用专用船或油罐车运输，使用时重新汽化。
烷(CH4)，被公认是地球上最干净的化石能源。无毒、无色、无味且无腐蚀性，其体积约为同
质量气态天然气体积的1/625，液化天然气的质量仅为同体积水的45％左右。液化天然气的
制造过程是先对气田生产的天然气进行净化处理，再经一连串超低温液化后(利用液氮液
化)，最后再利用液化天然气船运送。液化天然气燃烧后生成水(H2O)和二氧化碳(CO2)，因此
它对空气的污染非常小，而且它的热值非常大，所以液化天然气是一种比较先进的清洁能
源。LNG是天然气经压缩、冷却至其沸点(-161.5℃)以下变成的液体。通常液化天然气储存
在-161.5℃、0.1MPa左右的低温储存罐内，用专用船或油罐车运输，使用时重新汽化。
[0003] 在存储和运输液化天然气时，对材料的使用尤为重要。由于LNG的沸点是-161.5℃，为了使天然气液化，一般用液氮(-196℃)冷却，因此对LNG的存储与运输必须应用与其
实际温度相对的低温材料(-161.5℃至-196℃之间)。面心立方(FCC)晶体结构金属具有良
好的低温韧性，随温度降低基本不发生韧脆转变，因此经常被广泛用在低温环境下。超低温
用材主要有镍基合金、奥氏体不锈钢、铝合金。而大型的LNG罐主要的应用材料是06Ni9，美
国称9Ni，主要合金成分是价格昂贵的镍元素，其冶炼工艺及其复杂，目前我国尚无自主生
产能力，主要依靠进口。06Ni9由于含有大量的镍元素而价格昂贵，因此用价格便宜的高锰
奥氏钢来替代06Ni9成为今后的主要研究趋势。
实际温度相对的低温材料(-161.5℃至-196℃之间)。面心立方(FCC)晶体结构金属具有良
好的低温韧性，随温度降低基本不发生韧脆转变，因此经常被广泛用在低温环境下。超低温
用材主要有镍基合金、奥氏体不锈钢、铝合金。而大型的LNG罐主要的应用材料是06Ni9，美
国称9Ni，主要合金成分是价格昂贵的镍元素，其冶炼工艺及其复杂，目前我国尚无自主生
产能力，主要依靠进口。06Ni9由于含有大量的镍元素而价格昂贵，因此用价格便宜的高锰
奥氏钢来替代06Ni9成为今后的主要研究趋势。
[0004] 高锰奥氏体钢具有优异的综合力学性能，在保持一定强度的同时，具有良好的塑形。铁、锰、铝、碳、硅是其主要的组成元素。高锰奥氏体钢良好的综合力学性能源于它独特
的塑性变形机理，在进行塑性变形时，会发生孪晶诱发塑性(Twinning Induced
Plasticity，简称TWIP)效应。决定TWIP效应的发生的条件主要由层错能、成分、温度、奥氏
体晶粒尺寸等决定。锰元素与γ-Fe无限互溶，所以锰元素是开启奥氏体相区的金属元素之
一，因此高锰钢的室温组织是奥氏体，而奥氏体属于面心立方晶体结构，且在低温下基本不
发生韧脆转变。此外，高锰TWIP钢在低温冲击塑性变形过程中产生大量的孪晶组织切割基
体细化晶粒，冲击韧性得以提高。因此高锰TWIP钢具有非常优异的低温性能。
的塑性变形机理，在进行塑性变形时，会发生孪晶诱发塑性(Twinning Induced
Plasticity，简称TWIP)效应。决定TWIP效应的发生的条件主要由层错能、成分、温度、奥氏
体晶粒尺寸等决定。锰元素与γ-Fe无限互溶，所以锰元素是开启奥氏体相区的金属元素之
一，因此高锰钢的室温组织是奥氏体，而奥氏体属于面心立方晶体结构，且在低温下基本不
发生韧脆转变。此外，高锰TWIP钢在低温冲击塑性变形过程中产生大量的孪晶组织切割基
体细化晶粒，冲击韧性得以提高。因此高锰TWIP钢具有非常优异的低温性能。
发明内容
[0005] 本专利的目的为针对当前技术中存在的不足，提供一种具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢及其制造方法。该耐低温钢的成分中，以锰、铝替代当前材料中的镍，并在制
备过程中，通过冶炼、连铸、加热、轧制、热处理等步骤，得到了具有TWIP效应的奥氏体耐低
温钢。本发明得到的耐低温钢在液氮温度(-196℃)中展现出良好的超高的冲击韧性。
备过程中，通过冶炼、连铸、加热、轧制、热处理等步骤，得到了具有TWIP效应的奥氏体耐低
温钢。本发明得到的耐低温钢在液氮温度(-196℃)中展现出良好的超高的冲击韧性。
[0006] 本发明的技术方案：
[0007] 一种具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢，该耐低温钢的化学成分组成质量百分含量为：C：0.050～0.30％，Mn：25～35％，Si：0.30～1.5％，Al：2.0～4.0％，其余为Fe和不
可避免的杂质；
可避免的杂质；
[0008] 所述的耐低温钢在-196℃下的层错能为25～40mJ/m2。
[0009] 所述的具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢的显微组织是奥氏体，平均晶粒尺寸为50～100μm。
[0010] 所述的具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢在液氮温度(-196℃)的冲击功在200J～250J之间；室温下冲击功在300J～350J之间，屈服强度在200MPa～300MPa之间，抗拉
强度在600MPa～700MPa之间，断后伸长率在45％～65％之间。
强度在600MPa～700MPa之间，断后伸长率在45％～65％之间。
[0011] 所述的具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢的制备方法，包括以下步骤：
[0013] 其中，锰元素、硅元素的加入分别是以锰铁合金和硅铁合金的方式加入；
[0014] (2)连铸：将上步最后得到的钢水注入中间包中，中间包烘烤温度为1050～1100℃；浇注时，采用全程保护浇注；钢水温度1550～1580℃，连铸的拉速为1～1.5m/min，得到
钢坯(锭)；
钢坯(锭)；
[0015] (3)加热工序：将上步得到的钢坯(锭)氮气保护下加热至1100～1200℃，保温1.5～2小时；
[0016] (4)轧制工序：将加热后的钢锭放入热轧机上，开轧温度控制在1050～1150℃之间进行粗轧，粗轧下压2～8道次，每道次压下量控制在20～30％，粗轧总压下量控制在60～
80％；然后进行精轧，精轧温度控制在850～1050℃之间，下压4～10道次，每道次压下量控
制在10～20％，精轧总压下量控制在60～85％；最后在800～900℃进行终轧；轧制总压下量
不低于90％；终轧后在冷床上自然冷却到室温，得到钢板坯；
80％；然后进行精轧，精轧温度控制在850～1050℃之间，下压4～10道次，每道次压下量控
制在10～20％，精轧总压下量控制在60～85％；最后在800～900℃进行终轧；轧制总压下量
不低于90％；终轧后在冷床上自然冷却到室温，得到钢板坯；
[0017] (5)热处理工序：将上步得到的冷却后的钢板坯，放置加热炉中随炉加热至900～1000℃，在还原性气氛或冲惰性气氛下保温1～2小时后，水冷至室温，最终得到具有高冲击
韧性的高锰TWIP耐低温钢。
韧性的高锰TWIP耐低温钢。
[0018] 所述的步骤(1)中，当采用转炉冶炼时，首先在炉中加入脱硫脱硅的铁水，进行吹氧冶炼，出钢时钢包中再加入锰铁合金、硅铁合金及纯铝，然后进行脱氧、合金化；
[0019] 当电弧炉冶炼时，首先在炉中加入精选废钢，废钢在熔化后，依次加入称量好的硅铁、锰铁合金进行合金化；加入的金属熔化后，加入石灰石造渣；造渣材料熔化后，接着加入
铝石灰脱氧、脱磷；最后加入纯铝；
铝石灰脱氧、脱磷；最后加入纯铝；
[0020] 所述的转炉冶炼时，注入的脱硫脱硅的铁水中S≤0.01％，Si≤0.10％；吹氧冶炼，冶炼终点要求化学成分如下：C≤0.05％，Si≤0.10％，Mn≤0.20％，S≤0.01％，P≤0.01％。
[0021] 电弧炉冶炼时，加入的精选废钢中S≤0.01％，P≤0.10％。
[0022] 真空精炼后，钢中氧含量应不大于120ppm，氮含量应不大于50ppm，S≤0.002％，P≤0.002％；
[0023] 本发明的实质性特点为：
[0024] 本发明通过合金成分的选择和配比，性能和组织影响很大。本发明成分设计的核心是层错能(Stacking Fault Energy，简称SFE)控制塑性变形机制，随层错能的上升，高锰
奥氏体钢的塑性变形机制由马氏体相变(SFE<25mJ/m2)→孪生变形(25mJ/m2→位错滑移(SFE>40mJ/m2)转变，而层错能随温度的降低而减小，传统的高锰TWIP钢在室温
下产生大量的孪晶组织，塑变机制是孪生，而在低温(-196℃)下，由于温度下降，导致层错
能的下降(层错能小于25mJ/m2)，塑变机制以马氏体相变为主，而马氏体属于BCC或HCP结
构，具有明显的韧脆转变现象，大大影响材料的低温韧性。因此本发明充分利用层错能的影
响，利用成分的改变提高室温下的层错能，使低温状态下高锰TWIP钢的塑性变形机制依旧
以孪生为主，充分在低温发挥TWIP效应，提高材料的低温韧性。因此本发明中并不是某一元
素的改变起核心作用，而是通过调整整体的配比来调整SFE的变化，起到应有的效果。
奥氏体钢的塑性变形机制由马氏体相变(SFE<25mJ/m2)→孪生变形(25mJ/m2
下产生大量的孪晶组织，塑变机制是孪生，而在低温(-196℃)下，由于温度下降，导致层错
能的下降(层错能小于25mJ/m2)，塑变机制以马氏体相变为主，而马氏体属于BCC或HCP结
构，具有明显的韧脆转变现象，大大影响材料的低温韧性。因此本发明充分利用层错能的影
响，利用成分的改变提高室温下的层错能，使低温状态下高锰TWIP钢的塑性变形机制依旧
以孪生为主，充分在低温发挥TWIP效应，提高材料的低温韧性。因此本发明中并不是某一元
素的改变起核心作用，而是通过调整整体的配比来调整SFE的变化，起到应有的效果。
[0025] 本发明的有益效果在于：
[0026] 本发明得到的耐低温钢.在液氮温度(-196℃)的冲击吸收功在200J以上，在室温的冲击吸收功在300J以上，并随温度降低冲击吸收功降低缓慢；以锰代镍，采用常规元素即
可制备，大大降低了低温钢的成本；并且制备工艺简便，不需要特殊的热处理工艺。具体体
现为：
可制备，大大降低了低温钢的成本；并且制备工艺简便，不需要特殊的热处理工艺。具体体
现为：
[0027] 目前广泛用于LNG低温罐的材料是9Ni，采用重新设计的低温高锰TWIP钢和9Ni来进行对比：
[0028] 1.成分上，与国外ASTAM553-1中规定的9Ni钢的成分(C≤0.13；Ni：8.5～9.5％；Si：0.15～0.25；Mn≤0.9，)相比，本发明以锰、铝替代镍，将大大缓解我国贫镍的现状。
[0032] 图1是实施例1所得高锰TWIP低温钢显微组织图；
[0033] 图2是实施例2所得高锰TWIP低温钢显微组织图；
[0034] 图3是实施例3所得高锰TWIP低温钢显微组织图；
[0035] 图4是实施例4所得高锰TWIP低温钢显微组织图。
具体实施方式
[0036] 下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步详细的说明。
[0037] 实施例1
[0038] 本实实施设计高锰TWIP低温钢的化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.10％，Mn：31％，Si：0.35％，Al：4.0％，其余为Fe。在-196℃下估算的层错能是30.11mJ/m2。
[0039] 本实施例高锰TWIP低温钢生产方法包括冶炼、连铸、加热和轧制工序，具体工艺步骤如下所述：
[0040] (1)冶炼工序：Mn、Al、Si元素按照目标质量分数的104％、110％、102％配比准备投料，在50吨的转炉冶炼。首先在炉中加入脱硫脱硅的铁水，铁水中含S：0.006％，Si：
0.080％。吹氧冶炼，冶炼终点化学成分如下：C：0.03％，Si：0.07％，Mn：0.12％，S：0.003％，P：0.002％。出钢时钢包中加锰铁合金、硅铁合金及纯铝脱氧、合金化。熔炼完成后，真空精
炼脱气、纯净化，钢中氧含量46ppm，氮含量应40ppm。S：0.002％，P：0.002％。
0.080％。吹氧冶炼，冶炼终点化学成分如下：C：0.03％，Si：0.07％，Mn：0.12％，S：0.003％，P：0.002％。出钢时钢包中加锰铁合金、硅铁合金及纯铝脱氧、合金化。熔炼完成后，真空精
炼脱气、纯净化，钢中氧含量46ppm，氮含量应40ppm。S：0.002％，P：0.002％。
[0041] 熔炼后测得高锰TWIP低温钢的化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.11％，Mn：30％，Si：0.36％，Al：3.9％，其余为Fe和不可避免的杂质。
[0042] (2)连铸工序：将上面得到的钢水注入中间包中，中间包烘烤温度为1050℃；浇注时，采用全程保护浇注；钢水温度为1550℃；连铸成断面150mm×150mm的小方坯，拉速为
1.5m/min。
1.5m/min。
[0043] (3)加热工序：将上步得到的钢坯(锭)加热至1100℃，保温2小时，加热时应保持炉内为氮气。
[0044] (4)轧制工序：将加热后的钢锭放入热轧机上，开轧温度为1080℃，粗轧下压6道次，每道次压下量为20％，粗轧总压下量是80％；精轧温度为1000℃，下压9道次，每道次压
下量为15％，精轧总压下量是83.3％；终轧温度为850℃，轧制总压下量为91％。轧后在冷床
上自然冷却到室温。
下量为15％，精轧总压下量是83.3％；终轧温度为850℃，轧制总压下量为91％。轧后在冷床
上自然冷却到室温。
[0045] (5)热处理工序：将冷却后的钢板坯，放置加热炉中随炉加热至1000℃，氮气氛围下保温1小时，迅速水冷至室温。
[0046] 本实施例所述高锰TWIP低温钢显微组织是奥氏体，金相组织如图1所示，平均晶粒尺寸为80.13μm。
[0047] 计算得出在-196℃下的实际层错能是29.73mJ/m2。
[0048] 本实施例所述高锰TWIP低温钢力学性能为：在液氮温度(-196℃)的冲击吸收功226J；室温下冲击吸收功337J，屈服强度214MPa，抗拉强度623MPa，断后伸长率56％。
[0049] 本发明所述的层错能的计算方法为：
[0050] 面心立方金属层错能γfcc与ΔGγ→ε的关系式用式(1)表示：
[0051] γfcc＝2ρΔGγ→ε+2σγ/ε (1)
[0053]
[0054] 其中N是阿伏伽德罗常数，取6.02×1023；a0是晶格常数，用式(3)和式(4)进行计算。
[0055] a0(FCC)＝3.5945+0.00125(Mn％-20)+0.00594×Al％+0.0272×C％ (3)
[0056] a0(T)＝a0(FCC)[1+βγ(T-300)] (4)
[0058] ΔGγ→ε＝ΔGγ→εchem+ΔGγ→εmag+ΔGγ→εseg+ΔGγ→εex (5)
[0059] 其中ΔGγ→εchem是γ和ε两相摩尔热力学吉布斯自由能之差，用式(6)来表示；ΔGγ→εmag是磁性转变能的贡献，用式(8)来计算；ΔGγ→εseg是γ和ε两相产生铃木效应的差别，因为差别很小，因此在此计算中忽略不计；是ΔGγ→εex是晶粒尺寸对自由能的贡献，用式(15)
表示。
表示。
[0060] ΔGγ→εchem＝χFeΔGγ→εFe+χMnΔGγ→εMn+χAlΔGγ→εAl+χSiΔGγ→εSi+χCΔGγ→εC+χFeχMnΔΩγ→εFeMn+χFeχAlΔΩγ→εFeAl+χFeχSiΔΩγ→εFeSi+χFeχCΔΩγ→εFeC (6)
[0061] 其中χ是每个组分的的摩尔分数；ΔGγ→ε是每种纯元素的吉布斯自由能；ΔΩ是γ和ε相互作用参数。由于钢中每相都会发生奈尔转变(顺磁性向反铁磁性的转变)，ΔGγ→εmag
可以用式(7)和(8)表示。
可以用式(7)和(8)表示。
[0062] ΔGγ→εmag＝ΔGεmag-ΔGγmag (7)
[0063]
[0064] R是摩尔气体常数，取8.314JK-1mol-1；T是温度，单位是K；βζ是每相的磁矩，μβ是玻尔磁子，βζ/μβ的值如式(9)(10)计算； 是每相的奈尔温度，如(11)(12)表示；f是拟合多项
式，如(13)(14)计算。
式，如(13)(14)计算。
[0065] βγ/μβ＝0.7χFe+0.62χMn-0.64χFeχMn-4χC (9)
[0066] βε/μβ＝0.62χMn-4χC (10)
[0067]
[0068]
[0069] 如果
[0070]
[0071] 如果
[0072]
[0073] ΔGγ→εex的贡献用式(15)表示：
[0074] ΔGγ→εex＝170.06exp(-d/18.55) (15)
[0075] 其中d是奥氏体的平均晶粒尺寸，单位是μm。
[0076] 其他未注明的参数如表1所示。
[0077] 表1层错能计算参数
[0078]
[0079]
[0080] 实施例2
[0081] 本实施设计高锰TWIP低温钢的化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.30％，Mn：35％，Si：1.5％，Al：2.5％，其余为Fe和不可避免的杂质。在-196℃下估算的层错能是
28.28mJ/m2。
28.28mJ/m2。
[0082] 本实施例高锰TWIP低温钢生产方法包括冶炼、连铸、加热和轧制工序，具体工艺步骤如下所述：
[0083] (1)冶炼工序：Mn、Al、Si元素按照目标质量分数的105％、107％、102％配比准备投料按照上述质量配比准备投料，在3吨的电弧炉冶炼。首先在炉中加入精选废钢，废钢中S：
0.008％，P：0.09％。废钢熔化后，依次加入称量好的硅铁、锰铁合金进行合金化；加入的金
属熔化后，加入石灰石造渣；造渣材料熔化后，接着加入铝石灰脱氧、脱磷；最后加入纯铝。
熔炼完成后，真空精炼脱气、纯净化，钢中氧含量为72ppm，氮含量为44ppm。S：0.001％，P：
0.002％。
0.008％，P：0.09％。废钢熔化后，依次加入称量好的硅铁、锰铁合金进行合金化；加入的金
属熔化后，加入石灰石造渣；造渣材料熔化后，接着加入铝石灰脱氧、脱磷；最后加入纯铝。
熔炼完成后，真空精炼脱气、纯净化，钢中氧含量为72ppm，氮含量为44ppm。S：0.001％，P：
0.002％。
[0084] 本实施熔炼后测得高锰TWIP低温钢的化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.29％，Mn：34％，Si：1.4％，Al：2.6％，其余为Fe和不可避免的杂质。
[0085] (2)连铸工序：将上面得到的钢水注入中间包中，中间包烘烤温度为1060℃；浇注时，采用全程保护浇注；钢水温度1560℃；连铸成断面150mm×150mm的小方坯，拉速为1.5m/
min。
min。
[0086] (3)加热工序：将上步得到的钢坯(锭)加热至1150℃，保温1.5小时，加热时应保持炉内为氮气。
[0087] (4)轧制工序：将加热后的钢锭放入热轧机上，开轧温度为1100℃，粗轧下压5道次，每道次压下量为25％，粗轧总压下量是70％；精轧温度为1000℃，下压6道次，每道次压
下量为20％，精轧总压下量是66％；终轧温度为850℃，轧制总压下量为90％。轧后在冷床上
自然冷却到室温。
下量为20％，精轧总压下量是66％；终轧温度为850℃，轧制总压下量为90％。轧后在冷床上
自然冷却到室温。
[0088] (5)热处理工序：将冷却后的钢坯，放置加热炉中随炉加热至960℃，保温1.5小时，迅速水冷至室温。
[0089] 本实施例所述高锰TWIP低温钢显微组织是奥氏体，金相组织如图2所示，平均晶粒尺寸为75.24μm。
[0090] 计算得出在-196℃下的实际层错能是25.94mJ/m2。
[0091] 本实施例所述高锰TWIP低温钢力学性能为：在液氮温度(-196℃)的冲击吸收功220J；室温下冲击吸收功320J，屈服强度220MPa，抗拉强度646MPa，断后伸长率47％。
[0092] 实施例3
[0093] 本实施设计高锰TWIP低温钢的化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.12％，Mn：32％，Si：1.0％，Al：3.5％，其余为Fe。在-196℃下估计的层错能是25.54mJ/m2。
[0094] 本实施例高锰TWIP低温钢生产方法包括冶炼、连铸、加热和轧制工序，具体工艺步骤如下所述：
[0095] (1)冶炼工序：Mn、Al、Si元素按照目标质量分数的106％、106％、108％配比准备投料，按照上述质量配比准备投料，在50吨的转炉冶炼。首先在炉中加入脱硫脱硅的铁水，铁
水中含S：0.007％，Si：0.080％。吹氧冶炼，冶炼终点化学成分如下：C：0.04％，Si：0.08％，
Mn：0.14％，S：0.005％，P：0.004％。出钢时钢包中加锰铁合金、硅铁合金及纯铝脱氧、合金
化。熔炼完成后，真空精炼脱气、纯净化，钢中氧含量为52ppm，氮含量为43ppm。S：0.002％，
P：0.001％。
水中含S：0.007％，Si：0.080％。吹氧冶炼，冶炼终点化学成分如下：C：0.04％，Si：0.08％，
Mn：0.14％，S：0.005％，P：0.004％。出钢时钢包中加锰铁合金、硅铁合金及纯铝脱氧、合金
化。熔炼完成后，真空精炼脱气、纯净化，钢中氧含量为52ppm，氮含量为43ppm。S：0.002％，
P：0.001％。
[0096] 熔炼后测得高锰TWIP低温钢的化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.14％，Mn：31％，Si：1.2％，Al：3.8％，其余为Fe和不可避免的杂质。
[0097] (2)连铸工序：上面得到的钢水注入中间包中，中间包烘烤温度为1070℃；浇注时，采用全程保护浇注；钢水温度1570℃；连铸成断面150mm×150mm的小方坯，拉速为1m/min。
[0098] (3)加热工序：将上步得到的钢坯(锭)加热至1200℃，保温2小时，加热时应保持炉内为氮气。
[0099] (4)轧制工序：将加热后的钢锭放入热轧机上，开轧温度为1150℃，粗轧下压4道次，每道次压下量为30％，粗轧总压下量是76％；精轧温度为950℃，下压7道次，每道次压下
量为15％，精轧总压下量是63％；终轧温度为800℃，轧制总压下量为91％。轧后在冷床上自
然冷却到室温。
量为15％，精轧总压下量是63％；终轧温度为800℃，轧制总压下量为91％。轧后在冷床上自
然冷却到室温。
[0100] (5)热处理工序：将冷却后的钢坯，放置加热炉中随炉加热至930℃，保温1.5小时，迅速水冷至室温。
[0101] 本实施例所述高锰TWIP低温钢显微组织是奥氏体，金相组织如图3所示，平均晶粒尺寸为50.27μm。
[0102] 计算得出在在-196℃下的实际层错能是26.54mJ/m2。
[0103] 本实施例所述高锰TWIP低温钢力学性能为：在液氮温度(-196℃)的冲击吸收功241J；室温下冲击吸收功347J，屈服强度231MPa，抗拉强度622MPa，断后伸长率59％。
[0104] 实施例4
[0105] 本实施设计高锰TWIP低温钢的化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.30％，Mn：33％，Si：0.8％，Al：3.0％，其余为Fe。在-196℃下估算的层错能是26.47mJ/m2。
[0106] 本实施例高锰TWIP低温钢生产方法包括冶炼、连铸、加热和轧制工序，具体工艺步骤如下所述：
[0107] (1)冶炼工序：Mn、Al、Si元素按照目标质量分数的104％、110％、102％配比准备投料，按照上述质量配比准备投料，在3吨的电弧炉冶炼。首先在炉中加入精选废钢，废钢中S：
0.006％，P：0.040％。废钢熔化后，依次加入称量好的硅铁、锰铁合金进行合金化；加入的金
属熔化后，加入石灰石造渣；造渣材料熔化后，接着加入铝石灰脱氧、脱磷；最后加入纯铝。
熔炼完成后，真空精炼脱气、纯净化，钢中氧含量为68ppm，氮含量为39ppm。S：0.001％，P：
0.001％。
0.006％，P：0.040％。废钢熔化后，依次加入称量好的硅铁、锰铁合金进行合金化；加入的金
属熔化后，加入石灰石造渣；造渣材料熔化后，接着加入铝石灰脱氧、脱磷；最后加入纯铝。
熔炼完成后，真空精炼脱气、纯净化，钢中氧含量为68ppm，氮含量为39ppm。S：0.001％，P：
0.001％。
[0108] 熔炼后测得高锰TWIP低温钢的化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.29％，Mn：32％，Si：0.77％，Al：3.2％，其余为Fe和不可避免的杂质。
[0109] (2)连铸工序：上面得到的钢水注入中间包中，中间包烘烤温度为1070℃；浇注时，采用全程保护浇注；钢水温度1570℃；连铸成断面150mm×150mm的小方坯，拉速为1.5m/
min。
min。
[0110] (3)加热工序：将上步得到的钢坯(锭)加热至1180℃，保温2小时，加热时应保持炉内为氮气。
[0111] (4)轧制工序：将加热后的钢锭放入热轧机上，开轧温度为1120℃，粗轧下压5道次，每道次压下量为20％，粗轧总压下量是67％；精轧温度为900℃，下压9道次，每道次压下
量为20％，精轧总压下量是74％；终轧温度为800℃，轧制总压下量为96％。轧后在冷床上自
然冷却到室温。
量为20％，精轧总压下量是74％；终轧温度为800℃，轧制总压下量为96％。轧后在冷床上自
然冷却到室温。
[0112] (5)热处理工序：将冷却后的钢坯，放置加热炉中随炉加热至980℃，保温1小时，迅速水冷至室温。
[0113] 本实施例所述高锰TWIP低温钢显微组织是奥氏体，金相组织如图4所示，平均晶粒尺寸为65.78μm。
[0114] 计算得出在-196℃下的实际层错能是25.22mJ/m2。
[0115] 本实施例所述高锰TWIP低温钢力学性能为：在液氮温度(-196℃)的冲击吸收功219J；室温下冲击吸收功323J，屈服强度204MPa，抗拉强度626MPa，断后伸长率65％。
[0116] 本发明高锰TWIP钢成分设计的机理如下：层错能是影响TWIP钢的塑性变形机制的主要因素，并且层错能与元素含量和温度等因素有关。本发明中的高锰TWIP钢随温度的升
2
高，层错能也随之升高。而发生TWIP效应的层错能范围25～40mJ/m ,因此成分的设计要遵
循层错能的变化规律，在-196℃下保证钢的层错能范围是25～40mJ/m2。本发明所述高锰
TWIP钢的元素组成是铁、锰、硅、铝和碳。锰作为TWIP钢的主要成分，与γ-Fe无限互溶，既可
稳定奥氏体组织，还可增加层错能，在促进TWIP效应发生的同时还可抑制马氏体相变。Mn元
素还通过影响层错能影响TWIP钢的塑性变形机制，当C含量一定的情况下，随锰含量的上
升，层错能上升。因此锰的含量确定为25％～35％之间。随硅元素的增大，层错能先增大后
降低。硅的作用是促进γ相转变成ε相。2.5％Si可使高锰TWIP钢错能降低6～7mJ/m2。目前，
TWIP钢均以硅含量3％为最佳。但是，由于硅含量过高对TWIP钢后期的工作不利，因此在设
计TWIP钢合金成分的时候可以适当添加硅元素，一般控制在1％左右。因此设计硅元素含量
为0.3～1.5％。铝可提高TWIP钢的层错能，同时可以抑制马氏体相变，有利TWIP效应的发
生，1％铝含量可以使层错能增加8mJ/m2。但是铝含量过高对后期的浇铸不利，但考虑到其
对TWIP效应的促进作用，Al的元素含量确定为2～4％。碳元素与γ-Fe有限互溶，因此可扩
大奥氏体区，稳定奥氏体的组织，又可通过固溶强化保证TWIP钢的力学性能。在Mn含量较高
的Fe-Mn合金系中，奥氏体相区的成分范围变化很大，因此希望随碳含量的增加，TWIP钢层
错能增加，同时增大TWIP钢的应变硬化指数、抗拉强度和屈服强度来获得优异的力学性能。
因此碳元素的含量确定为0.050～0.30％。
2
高，层错能也随之升高。而发生TWIP效应的层错能范围25～40mJ/m ,因此成分的设计要遵
循层错能的变化规律，在-196℃下保证钢的层错能范围是25～40mJ/m2。本发明所述高锰
TWIP钢的元素组成是铁、锰、硅、铝和碳。锰作为TWIP钢的主要成分，与γ-Fe无限互溶，既可
稳定奥氏体组织，还可增加层错能，在促进TWIP效应发生的同时还可抑制马氏体相变。Mn元
素还通过影响层错能影响TWIP钢的塑性变形机制，当C含量一定的情况下，随锰含量的上
升，层错能上升。因此锰的含量确定为25％～35％之间。随硅元素的增大，层错能先增大后
降低。硅的作用是促进γ相转变成ε相。2.5％Si可使高锰TWIP钢错能降低6～7mJ/m2。目前，
TWIP钢均以硅含量3％为最佳。但是，由于硅含量过高对TWIP钢后期的工作不利，因此在设
计TWIP钢合金成分的时候可以适当添加硅元素，一般控制在1％左右。因此设计硅元素含量
为0.3～1.5％。铝可提高TWIP钢的层错能，同时可以抑制马氏体相变，有利TWIP效应的发
生，1％铝含量可以使层错能增加8mJ/m2。但是铝含量过高对后期的浇铸不利，但考虑到其
对TWIP效应的促进作用，Al的元素含量确定为2～4％。碳元素与γ-Fe有限互溶，因此可扩
大奥氏体区，稳定奥氏体的组织，又可通过固溶强化保证TWIP钢的力学性能。在Mn含量较高
的Fe-Mn合金系中，奥氏体相区的成分范围变化很大，因此希望随碳含量的增加，TWIP钢层
错能增加，同时增大TWIP钢的应变硬化指数、抗拉强度和屈服强度来获得优异的力学性能。
因此碳元素的含量确定为0.050～0.30％。
[0117] 以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明进行修改或者等
同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权
利要求范围当中。
同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权
利要求范围当中。
[0118] 本发明未尽事宜为公知技术。
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