CN107937834A

CN107937834A - 高锰钢

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Publication number: CN107937834A
Application number: CN201710074220.2A
Authority: CN
Inventors: 车星澈; 孙成国; 洪承贤; 权纯祐
Original assignee: Hyundai Motor Co
Current assignee: Hyundai Motor Co
Priority date: 2016-10-12
Filing date: 2017-02-10
Publication date: 2018-04-20
Anticipated expiration: 2037-02-10
Also published as: US20180100220A1; EP3309270A1; KR101836714B1; US10329650B2; CN107937834B; EP3309270B1

Abstract

本发明公开了一种高锰钢，其包括：0.5wt％至1.2wt％的碳(C)、0.1wt％至2.3wt％的硅(Si)、15wt％至30wt％的锰(Mn)、7.0wt％至13.0wt％的铝(Al)、0.01wt％至3.0wt％的镍(Ni)、0.01wt％至0.5wt％的铬(Cr)、0.01wt％至0.4wt％的钼(Mo)、0.01wt％至0.5wt％的钒(V)、0.005wt％至0.3wt％的铌(Nb)、0.005wt％至0.3wt％的钛(Ti)，以及其余为铁(Fe)和其它不可避免的杂质。

Description

高锰钢

技术领域

本发明涉及一种高锰钢。

背景技术

常规的高锰钢通过控制锰(Mn)和铝(Al)的含量以控制层错能(SFE)而具有优异的强度和延伸率。然而，常规的高锰钢仍然具有高密度，并且因此，当将其应用于车身部件例如中立柱、前纵梁、侧梁、前柱、底板横梁等时，不可能期望通过轻量化来提高燃料效率。

公开号为KR 10-2016-0078840的韩国专利旨在通过增加锰(Mn)的含量来生产具有高屈服强度和高延伸率的高锰，但是其限制在于，铝的含量(Al)仅为2.5wt％至5.0wt％(重量百分比)，这使得密度较高。

作为相关技术描述的内容仅供用于帮助理解本发明的背景，并且不应被视为本领域技术人员已知的相关技术。

发明内容

本发明的实施例提供一种高锰钢，其能够通过控制锰(Mn)、铝(Al)等的含量而具有高强度和高延伸率，并且能够通过降低密度而轻量化。

根据本发明的示例性实施例，高锰钢包括：0.5wt％至1.2wt％的碳(C)、0.1wt％至2.3wt％的硅(Si)、15wt％至30wt％的锰(Mn)、7.0wt％至13.0wt％的铝(Al)、0.01wt％至3.0wt％的镍(Ni)、0.01wt％至0.5wt％的铬(Cr)、0.01wt％至0.4wt％的钼(Mo)、0.01wt％至0.5wt％的钒(V)、0.005wt％至0.3wt％的铌(Nb)、0.005wt％至0.3wt％的钛(Ti)，以及其余为铁(Fe)和其它不可避免的杂质。

密度可以为7.1(g/cm³)或以下。

屈服强度可以为705MPa或以上，并且抗拉强度可以为1120MPa或以上。

延伸率可以为41.6％或以上，加工硬化指数(n)可以为0.208或以上。

层错能(SFE)可以为35.3(mJ/m²)至44.1(mJ/m²)。

结构中存在的碳化物的分数可以为1.34％或以上。

结构中存在的掺杂物的分数可以为0.062％或以下。

通过含有25wt％至30wt％的锰(Mn)，可以在结构中形成β-Mn相。

根据另一个实施例，高锰钢基本上由0.5wt％至1.2wt％的碳(C)、0.1wt％至2.3wt％的硅(Si)、15wt％至30wt％的锰(Mn)、7.0wt％至13.0wt％的铝(Al)、0.01wt％至3.0wt％的镍(Ni)、0.01wt％至0.5wt％的铬(Cr)、0.01wt％至0.4wt％的钼(Mo)，0.01wt％至0.5wt％的钒(V)、0.005wt％至0.3wt％的铌(Nb)、0.005wt％至0.3wt％的钛(Ti)以及铁(Fe)组成。高锰钢的密度为7.1(g/cm³)或以下，屈服强度为705MPa或以上，抗拉强度为1120MPa或以上，延伸率为41.6％或以上，并且加工硬化指数(n)为0.208或以上。

根据另一个实施例，高锰钢基本上由0.5wt％至1.2wt％的碳(C)、0.1wt％至2.3wt％的硅(Si)、15wt％至30wt％的锰(Mn)、7.0wt％至13wt％的铝(Al)、0.01wt％至3.0wt％的镍(Ni)、0.01wt％至0.5wt％的铬(Cr)、0.01wt％至0.4wt％的钼(Mo)、0.01wt％至0.5wt％的钒(V)、0.005wt％至0.3wt％的铌(Nb)、0.005wt％至0.3wt％的钛(Ti)以及铁(Fe)组成。高锰钢具有35.3(mJ/m²)至44.1(mJ/m²)的层错能(SFE)。

附图说明

图1示出根据本发明的高锰钢的特性的示图。

图2示意性地示出根据本发明的β-Mn相的结构。

具体实施方式

在下文中，将参照附图描述本发明的优选的示例性实施例。

根据本发明的高锰钢包括：0.5wt％至1.2wt％的碳(C)、0.1wt％至2.3wt％的硅(Si)、15wt％至30wt％的锰(Mn)、7.0wt％至13.0wt％的铝(Al)、0.01wt％至3.0wt％的镍(Ni)、0.01wt％至0.5wt％的铬(Cr)、0.01wt％至0.4wt％的钼(Mo)、0.01wt％至0.5wt％的钒(V)、0.005wt％至0.3wt％的铌(Nb)、0.005wt％至0.3wt％的钛(Ti)，以及其余为铁(Fe)和其它不可避免的杂质。

在下文中，详细描述本发明的高锰钢中钢成分的限制条件的原因。

碳(C)：0.5％至1.2％

碳(C)是奥氏体稳定元素并且用于增加强度和层错能。形成(Fe，Mn)3AlC型κ-碳化物、VC、(V，Nb)C等。通过在锰(Mn)和铝(Al)含量高的条件下控制含量可以推导出最优的强度和延伸率。

当碳(C)的含量小于0.5％时，可能由于α-马氏体的形成而产生加工裂纹。碳化物的生成可能减少并且强度和延展性可能降低。另一方面，当碳(C)的含量大于1.2％时，可能产生高强度脆性。延伸率可能由于渗碳体的沉淀而降低。进一步地，可焊性可能会降低并且由于过度的滑动变形而可能降低可加工性。层错能可能过度增加。因此，碳(C)的含量限制为0.5％至1.2％。

硅(Si)：0.1％至2.3％

硅(Si)可以用作脱氧剂并且可以用于强化固化。可以增加屈服强度。当添加高含量的锰时，可以抑制氧化锰层的形成。可以防止腐蚀并且可以提高表面质量。

当硅(Si)的含量小于0.1％时，强度可能降低，脱氧效果可能不大。另一方面，当硅(Si)的含量大于2.3％时，韧性、淬火性和焊接性可能降低。在热轧时，酸性可能劣化并且通过形成氧化物层而可能劣化镀覆能力。因此，将硅(S)的含量限制为0.1％至2.3％。

锰(Mn)：15％至30％

锰(Mn)是奥氏体稳定元素，并且可以有助于层错能的稳定化。可能形成β-锰(Mn)相，并且因此，机械性能可能大幅度变化。

当锰(Mn)的含量为15％或以下时，由于奥氏体的稳定性降低，在冷却过程中可能产生铁素体/马氏体。因此，延展性可能降低。另一方面，当锰(Mn)的含量大于30％时，机械性能可能降低。在热轧时，可能产生裂纹。因此，锰(Mn)的含量限制为15％至30％。

铝(Al)：7.0％至13.0％

铝(Al)是脱氧剂并且可以改善延展性。可以实现轻量化并且通过较低密度来增加层错能。通过抑制ε-马氏体相的生成，可以提高延展性，并且可以提高耐腐蚀性、耐氧化性和高温韧性。可以提高成型性。通过控制κ-碳化物的生成可以提高应***化效果。可以降低滑带的密度，并且可以降低应***化。

当铝(Al)的含量小于7.0％时，轻量化可能不显著，并且延展性可能降低。另外，κ-碳化物的生产可能降低，并且成型性可能降低。耐腐蚀性和耐氧化性可能降低。另一方面，当铝(Al)的含量大于13.0％时，可铸造性可能降低并且在热轧时，表面质量可能由于表面氧化而劣化。延伸率可能降低并且冷轧性可能降低。因此，将铝(Al)的含量限制为7.0％至13.0％。

镍(Ni)：0.01％至3.0％

通过添加镍(Ni)，B₂相的(Fe，Ni)Al可以沉淀，并且可以用作增强相。在奥氏体基中1μm或以下的B₂相可以沉淀高达40vol％。

当镍(Ni)的含量小于0.01％时，韧性可能降低，并且耐冲击性可能降低。另一方面，当镍(Ni)的含量大于3.0％时，强度可能增加，但韧性可能迅速降低。因此，将镍(Ni)的含量限制为0.01％至3.0％。

铬(Cr)：0.01％至0.5％

铬(Cr)是形成碳化物的元素。铬可以起到适当地延迟κ-碳化物生成的作用。可以提高高温下的稳定性并且可以提高淬火能力。进一步地，可以提供淬透性，并且可以改进结构。

当铬(Cr)的含量小于0.01％时，强度可能降低，并且碳化物的沉淀量可能降低。另一方面，当铬(Cr)的含量大于0.5％时，强度可能增加，但韧性可能迅速降低。因此，将铬(Cr)的含量限制为0.01％至0.5％。

钼(Mo)：0.01％至0.4％

钼(Mo)是形成碳化物的元素。可以改善脆性、耐腐蚀性和耐热性。此外，可以增加切割能力。

当钼(Mo)的含量小于0.01％时，强度可能降低，并且碳化物的沉淀量可能降低。脆性抗性可能降低。另一方面，当钼(Mo)的含量大于0.4％时，贝氏体分数可能降低，并且延伸率可能降低。因此，钼(Mo)的含量限制为0.01％至0.4％。

钒(V)：0.01％至0.5％

钒(V)是形成碳化物的元素。钒可以降低密度，可以保持强度，并且可以提供强度和延伸率的优异平衡。可以形成细小的沉淀物。(V，Nb)C可以通过添加铌(Nb)形成。

当钒(V)的含量小于0.01％时，强度可能降低，并且碳化物的沉淀量可能降低。脆性抗性可能降低。另一方面，当钒(V)的含量大于0.5％时，碳化物的形成可能饱和，并且延伸率可能降低。因此，钒(V)的含量限定为0.01％至0.5％。

铌(Nb)：0.005％至0.3％

铌(Nb)是形成碳化物的元素。可以精制晶粒，并且可以降低密度。可以保持强度，并且强度和延伸率的平衡可以是优异的。可以形成细小的沉淀物。(V，Nb)C可以通过添加钒(V)形成。

当铌(Nb)的含量小于0.005％时，碳化物形成可能不显著。结构可能粗化，强度可能降低。另一方面，当铌(Nb)的含量大于0.3％时，碳化物的形成可能饱和，可能形成晶粒边界偏析，并且析出相可能变得粗糙。因此，将铌(Nb)的含量限制为0.005％至0.3％。

钛(Ti)：0.005％至0.3％

钛(Ti)是形成碳化物的元素。可以精制晶粒，并且可以降低密度。钛可以保持强度，并且可以提供强度和延伸率的优异平衡。

当钛(Ti)的含量小于0.005％时，强度提高和密度降低的效果可能不明显。另一方面，当钛(Ti)的含量大于0.3％时，碳化物的形成可能饱和，可能形成晶粒边界偏析，并且析出相可能变得粗糙。在冷轧时，可能发生裂纹，并且可焊性可能降低。因此，将钛(Ti)的含量限制为0.005％至0.3％。

基于由不同组成成分和含量制成的样品的示例和比较示例在下列表1和表2中进行描述。将样品在1100℃至1300℃下再加热，在约800℃至1000℃下进行热轧，在约500℃下卷曲，在常温下冷轧，使用700℃至900℃的冷轧退火。

[表1]

[表2]

表1示出了示例和比较示例的组成成分和含量。另外，表2示出了示例和比较示例的密度、屈服强度、抗拉强度、延伸率、加工硬化指数、层错能、碳化物分数和掺杂物分数。

使用例如水中置换型比重计等密度计测量密度，并且根据KS B0802测量屈服强度、抗拉强度和延伸率，并且使用从5％到15％范围中的应变速率的平均值来计算加工硬化指数。层错能通过使用透射电子显微镜(TEM)等来估算。

如表2和图1所示，可以确认，根据本发明的高锰钢具有优良的强度和较高的延伸率。

在比较示例1和比较示例2中，仅将碳(C)的含量控制在低于或超过根据本发明的高锰钢的限制范围，同时将其它组分的含量控制为与根据本发明的高锰钢的限制范围内的示例的范围相同的范围。

如表2所示，可以确认，当碳(C)的含量低于限制范围时，屈服强度、抗拉强度和碳化物分数低于示例的屈服强度、抗拉强度和碳化物分数，并且当碳(C)的含量超过限制范围时，延伸率和加工硬化指数低于示例的延伸率和加工硬化指数。

在比较示例3和比较示例4中，仅将硅(Si)的含量控制在低于或高于根据本发明的高锰钢的限制范围，同时将其它组分的含量控制为与根据本发明的高锰钢的限制范围内的示例的范围相同的范围。

如表2所示，可以确认，当硅(Si)的含量低于限制范围时，屈服强度和抗拉强度低于示例的屈服强度和抗拉强度，并且当硅(Si)超过限制范围时，延伸率和加工硬化指数低于示例的延伸率和加工硬化指数。

在比较示例5和比较示例6中，仅将锰(Mn)的含量控制在低于或高于根据本发明的高锰钢的限制范围，同时将其它组分的含量控制为与根据本发明的高锰钢的限制范围内的示例的范围相同的范围。

如表2所示，可以确认，当锰(Mn)的含量低于限制范围时，延伸率和加工硬化指数低于示例的延伸率和加工硬化指数，当锰(Mn)超过限制范围时，屈服强度和抗拉强度低于示例的屈服强度和抗拉强度。

在比较示例7和比较示例8中，仅将铝(Al)的含量控制在低于或超过根据本发明的高锰钢的限制范围，同时将其它组分的含量控制为与根据本发明的高锰钢的限制范围内的示例的范围相同的范围。

如表2所示，可以确认，当铝(Al)的含量低于限制范围时，密度高于示例的密度，并且当铝(Al)的含量超过限制范围，延伸率和加工硬化指数低于示例的延伸率和加工硬化指数。

在比较示例9和比较示例10中，仅将镍(Ni)的含量控制在低于或高于根据本发明的高锰钢的限制范围，同时将其它组分的含量控制为与根据本发明的高锰钢的限制范围内的示例的范围相同的范围。

如表2所示，可以确认，当镍(Ni)的含量低于或超过限制范围时，延伸率和加工硬化指数低于示例的延伸率和加工硬化指数。

在比较示例11和比较示例12中，仅将铬(Cr)的含量控制在低于或超过根据本发明的高锰钢的限制范围，同时将其它组分的含量控制为与根据本发明的高锰钢的限制范围内的示例的范围相同的范围。

如表2所示，可以确认，当铬(Cr)的含量低于限制范围时，屈服强度和抗拉强度低于示例的屈服强度和抗拉强度，当铬(Cr)超过限制范围时，延伸率和加工硬化指数低于示例的延伸率和加工硬化指数。

在比较示例13和比较示例14中，仅将钼(Mo)的含量控制在低于或超过根据本发明的高锰钢的限制范围，同时将其它组分的含量控制为与根据本发明的高锰钢的限制范围内的示例的范围相同范围。

如表2所示，可以确认，当钼(Mo)的含量在限制范围内时，屈服强度和抗拉强度低于示例的屈服强度和抗拉强度，并且当钼(Mo)超过限制范围时，延伸率和加工硬化指数低于示例的。

在比较例15和比较例16中，仅将钒(V)的含量控制在低于或高于根据本发明的高锰钢的限制范围，同时将其它组分的含量控制为与根据本发明的高锰钢的限制范围内的示例的范围相同。

如表2所示，可以确认，当钒(V)的含量低于限制范围时，屈服强度和抗拉强度低于示例的屈服强度和抗拉强度，当钒(V)的含量超过限制范围时，延伸率和加工硬化指数低于示例的延伸率和加工硬化指数。

在比较示例17和比较示例18中，仅将铌(Nb)的含量控制在低于或高于根据本发明的高锰钢的限制范围，同时将其它组分的含量控制为与根据本发明的高锰钢的限制范围内的示例的范围相同的范围。

如表2所示，可以确认，当铌(Nb)的含量低于限制范围时，屈服强度和抗拉强度低于示例的屈服强度和抗拉强度，并且当铌(Nb)的含量超过限制范围时，延伸率和加工硬化指数低于示例的延伸率和加工硬化指数。

在比较示例19和比较示例20中，仅将钛(Ti)的含量控制在低于或高于根据本发明的高锰钢的限制范围，同时将其它组分的含量控制为与根据本发明的高锰钢的限制范围内的示例的范围相同的范围。

如表2所示，可以确认，当钛(Ti)的含量低于限制范围时，密度高于示例的密度，并且屈服强度和抗拉强度低于示例的屈服强度和抗拉强度，当钛(Ti)的含量超过限制范围时，延伸率和加工硬化指数低于示例的延伸率和加工硬化指数。

由于添加了铝(Al)，可以降低钢的总体密度以实现轻量化。优选地，根据本发明的高锰钢的密度可以为7.1(g/cm³)或以下。铝(Al)可以作为替代性的轻质元素来代替铁(Fe)。铁(Fe)的原子量是铝(Al)的两倍。相反，铁(Fe)的原子半径小于铝(Al)的原子半径。因此，当铝(Al)代替铁(Fe)时，通过扩展晶格而使钢的密度降低。

另一方面，即使铝(Al)代替铁(Fe)，也可以在保持相同水平的强度的同时增加比强度。另外，可以延迟具有变形孪晶缺陷和脆性的ε-马氏体相的形成以提高耐氢脆化性。

优选地，根据本发明的高锰钢可以具有705MPa或以上的屈服强度和1120MPa或以上的抗拉强度。为了实现轻量化和轻薄，需要满足屈服强度为700MPa或以上且抗拉强度为1100MPa或以上。如表2所示，屈服强度和抗拉强度最低的示例1的屈服强度为705MPa，抗拉强度为1120MPa。

这涉及由于添加铬(Cr)、钼(Mo)、钒(V)、铌(Nb)、钛(Ti)等而形成细小的碳化物，并且优选地，(Fe，Mn)3AlC，VC，(V，Nb)C等碳化物的分数为1％或以上，使得可以提高钢的强度和韧性。如表2所证实，具有最低碳化物分数的示例1具有1.34％的碳化物分数。

同时，由于掺杂物可能导致强度和疲劳耐久性的劣化，因此优选地掺杂物分数为0.07％或以下。如表2所证实，具有最高掺杂物分数的示例1具有0.062％的掺杂物分数。

优选地，延伸率为40％或以上。这是用于确保成型性和加工性的数值。延伸率是根据控制钒(V)、铌(Nb)和钛(Ti)的含量的强度和延伸率的权衡而得出。如表2所证实，延伸率最低的示例1的延伸率为41.6％。

加工硬化指数表示加工时的硬化度，这意味着在应力开始减小的时刻的应变速率。因此，加工硬化指数越高，成型性越高。作为确保这样的成型性的数值，n值优选为0.2或以上。如表2所证实，具有最低加工硬化指数的示例1的加工硬化指数为0.208。

通常，对于具有与层错能相关的高锰含量(Mn)的钢，变形行为可以取决于层错能。层错能越低，变形孪晶缺陷和结构恢复越低并且成型性越低。相反，随着层错能变高，超过有限的应变水平，并且因此，加工性劣化。因此，层错能优选具有30至50(mJ/m²)的范围。如表2所示，可以理解到，示例1至3具有在上述范围内的层错能。

β-Mn相根据碳(C)、锰(Mn)和铝(Al)的组成而在微结构中形成。由于β-Mn相的形成，可以改变例如屈服强度、抗拉强度和延伸率等机械性能。

β-Mn相具有如图2所示的立方结构。当在Fe-Al-Mn-C相转变时锰(Mn)的含量为25wt％或以上时，可以产生β-Mn相。β-Mn相主要在奥氏体晶粒边界或奥氏体和铁素体相的界面形成。

特别地，当铝具有10wt％或以下的低含量时，β-Mn相和铁素体生长，同时形成其中混合了片状形式的集落。当铝(Al)具有10wt％或以上的高含量时，β-Mn相沿着奥氏体晶界快速生长，并且在晶粒内部具有维德曼司特顿结构时表现出生长行为。

如上所述，根据本发明的高锰钢可以控制元素如锰(Mn)和铝(Al)等的含量，从而具有优异的强度和延伸率，并且同时降低密度以实现轻量化。因此，高锰钢可以具有高强度和优异的可加工性和成型性，可以实现部件的轻薄和集成，并且可以应用于例如中柱，前侧构件、侧梁、以及地板横梁等车身部件。

根据如上所述的本发明的高锰钢，可以通过控制锰(Mn)，铝(Al)等的含量来形成碳化物，使得屈服强度和抗拉强度可以较高，并且延伸率和加工硬化指数可以较高。

进一步地，可以通过降低密度来实现轻量化。

在上文中，尽管已经参考示例性实施例和附图描述了本发明，但是本发明不限于此，而是可以由本发明所属领域的技术人员进行各种修改和改变，而不脱离所附权利要求中要求保护的本发明的精神和范围。

Claims

1.一种高锰钢，其包括：

0.5wt％至1.2wt％的碳(C)、0.1wt％至2.3wt％的硅(Si)、15wt％至30wt％的锰(Mn)、7.0wt％至13.0wt％的铝(Al)、0.01wt％至3.0wt％的镍(Ni)、0.01wt％至0.5wt％的铬(Cr)、0.01wt％至0.4wt％的钼(Mo)、0.01wt％至0.5wt％的钒(V)、0.005wt％至0.3wt％的铌(Nb)、0.005wt％至0.3wt％的钛(Ti)，以及其余为铁(Fe)和其它不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的高锰钢，其中所述高锰钢具有7.1(g/cm³)或以下的密度。

3.根据权利要求1所述的高锰钢，其中所述高锰钢具有705MPa或以上的屈服强度和1120MPa或以上的抗拉强度。

4.根据权利要求1所述的高锰钢，其中所述高锰钢具有41.6％或以上的延伸率和0.208或以上的加工硬化指数(n)。

5.根据权利要求1所述的高锰钢，其中所述高锰钢具有35.3(mJ/m²)至44.1(mJ/m²)的层错能(SFE)。

6.根据权利要求1所述的高锰钢，其中在结构中存在的碳化物的分数为1.34％或以上。

7.根据权利要求1所述的高锰钢，其中存在于结构中的掺杂物的分数为0.062％或以下。

8.根据权利要求1所述的高锰钢，其中通过包含25wt％至30wt％的锰(Mn)而在结构中形成β-Mn相。

9.一种高锰钢，其基本上由0.5wt％至1.2wt％的碳(C)、0.1wt％至2.3wt％的硅(Si)、15wt％至30wt％的锰(Mn)、7.0wt％至13.0wt％的铝(Al)、0.01wt％至3.0wt％的镍(Ni)、0.01wt％至0.5wt％的铬(Cr)、0.01wt％至0.4wt％的钼(Mo)、0.01wt％至0.5wt％的钒(V)，0.005wt％至0.3wt％的铌(Nb)、0.005wt％至0.3wt％的钛(Ti)、以及铁(Fe)组成，所述高锰钢具有7.1g/cm³或以下的密度、705MPa或以上的屈服强度、1120MPa或以上的抗拉强度、41.6％或以上延伸率、0.208或以上的加工硬化指数(n)。

10.一种高锰钢，其基本上由0.5wt％至1.2wt％的碳(C)、0.1wt％至2.3wt％的硅(Si)、15wt％至30wt％的锰(Mn)、7.0wt％至13.0wt％的铝Al)、0.01wt％至3.0wt％的镍(Ni)、0.01wt％至0.5wt％的铬(Cr)、0.01wt％至0.4wt％的钼(Mo)、0.01wt％至0.5wt％的钒(V)、0.005至0.3wt％的铌(Nb)、0.005至0.3wt％的钛(Ti)以及铁(Fe)组成，其中所述高锰钢具有35.3(mJ/m²)至44.1(mJ/m²)的层错能(SFE)。