CN108251751B - 具备超塑性的中锰钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种具备超塑性的中锰钢及其制造方法，其具备超塑性的中锰钢包含锰(Mn)4～8重量％及铝(Al)3重量％以下(不包括0％)的成分，剩余部分则由铁(Fe)和不可避免地包含的杂质组成较佳。本发明的具备超塑性的中锰钢包含锰(Mn)4～8重量％及硅(Si)3重量％以下(不包括0％)的成分，剩余部分则由铁(Fe)及不可避免地包含的杂质组成较佳。

Description

具备超塑性的中锰钢及其制造方法
技术领域
本发明揭示一种具备超塑性的中锰钢及其制造方法。更具体地说，本发明揭示一种不包含铬(Cr)、镍(Ni)之类的高价成分并且不经过复杂的前处理过程也能实现超塑性的中锰钢及其制造方法。
背景技术
2015年全世界汽车钢板的需求大约为8000万吨并且将持续增长，随着各国强化燃料效率方面的调控而使得人们对车辆轻型化的要求日益增强。因此，为了减轻车体重量而提高了非铁金属材料的需求。改善了现有钢铁材料的高成型能力高强度钢板由于重量较轻、加工容易、具备经济效益而往后在车辆钢板上将占有80％以上的比重。通过本发明制作的铁系超塑性钢板则由于低廉的生产成本、高温下的卓越成型能力及成型后较高的强度而得以迎合目前产业上的需求。
为了提高汽车钢板的成型能力，超塑性日益受到了关注。超塑性(superplasticity)指的是，大约在大于0.5熔点的的温度把结晶粒度微小的材料予以拉伸变形时不发生现有材料的塑形变形机制位错、滑移而是发生晶界滑移(grain boundarysliding)并且从而对非常低的变形应力呈现表现出爆发性的延伸率(≥300％)的性质。亦即，在呈现超塑性的变形温度时材料强度较低而韧性(ductility)非常大，因此通过较小的力量就能实现复杂形状的成型或加工。
现有的超塑性材料的研究主要着重于铝合金及锌合金，还对钢铁合金进行了研究。
在呈现超塑性的钢铁合金方面，人们主要研究了两种合金。第一种合金是由于较高的铬(Cr)含量和镍(Ni)而在高温具备结晶粒度微小的铁氧体(ferrite)-奥氏体(austenite)双相(dual-phase)结构的双相不锈钢(duplex stainless steel)。第二种合金是室温下钢内微细碳化物成为奥氏体的成核位置而在高温下结晶粒度(grain size)微小的高碳钢。
之前的研究主要着重于体现超塑性的钢铁合金的配比以及作为制造方法的滚轧条件、热处理条件等，两个钢种均在大约700℃～1200℃的温度变形时呈现出最大延伸率超过1000％的卓越成型能力。
但，体现超塑性时双相不锈钢(duplex stainless steel)需要包含高含量的Cr(23～34重量％)和Ni(4～22重量％)，有时候还需要较高的冷轧缩减率(约90％)。在此，铬(Cr)和镍(Ni)由于是价格高昂的成分而成为提高生产成本的原因。
高碳钢虽然合金元素的总量相比于双相不锈钢(duplex stainless steel)较低，但需要温轧及反复滚轧-热处理等复杂的前处理过程。亦即，现有的铁系超塑性合金的生产需要承担经济损失。
总而言之，现有的铁系超塑性钢板中的不锈钢虽然通过一般热处理过程进行处理而不需要复杂的前处理过程，但因为使用高价的Cr、Ni而使得生产成本非常高。高碳钢则不使用高价的Cr、Ni而能够降低生产成本，但需要经过复杂的前处理过程。
为此，本发明在前述诸多方法的优缺点中仅仅采取了其优点，亦即，不使用高价Cr、Ni而得以降低生产成本并且以一般热处理过程替代复杂的前处理过程也能实现超塑性的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：韩国注册专利第1387551号(2014.04.15)
发明内容
本发明的具备超塑性的中锰钢及其制造方法将解决下列课题。
第一、不包含铬(Cr)、镍(Ni)之类的高价成分也能实现超塑性。
第二、不经过复杂的前处理过程也能实现超塑性。
本发明拟解决的技术课题不限于前述课题，本发明所属技术领域中具备通常知识者可以在下面的记载中明确地了解到前面没有提到的其它课题。
本发明的具备超塑性的中锰钢包含锰(Mn)4～8重量％及铝(Al)3重量％以下(不包括0％)的成分，剩余部分则由铁(Fe)和不可避免地包含的杂质组成。
本发明的具备超塑性的中锰钢包含锰(Mn)4～8重量％及硅(Si)3重量％以下(不包括0％)的成分，剩余部分则由铁(Fe)及不可避免地包含的杂质组成。
本发明的中锰钢还能包括铌(Nb)0.2重量％以下(不包括0％)的成分。
本发明的中锰钢还能包括硼(B)0.03重量％以下(不包括0％)的成分。
本发明的中锰钢还能包括碳(C)0.2重量％以下(不包括0％)的成分。
本发明的中锰钢在铁氧体与奥氏体的双相(dual-phase)区的温度范围内进行热处理并且形成铁氧体与奥氏体。
在本发明中，优选地，双相(dual-phase)区的温度范围是600℃～900℃。
在本发明中，优选地，在双相(dual-phase)区形成的铁氧体与奥氏体的各晶粒的平均直径是2μm以下。
本发明的具备超塑性的中锰钢的制造方法包括下列步骤：步骤S1，把具备根据本发明的配比的中锰钢加以熔解后予以均质化；步骤S2，把均质化的中锰钢予以热轧；步骤S3，把热轧的钢板予以冷却；步骤S4，把冷却的钢板予以冷轧；及骤S5，加热到预设的热处理温度进行热处理。
在本发明中，优选地，步骤S1的均质化温度是1200℃，熔解温度是均质化温度以上。
在本发明中，优选地，步骤S2的热轧温度是1000℃～1200℃。
在本发明中，步骤S3可采取水淬火、油淬火或气冷中至少某一个冷却方式。
在本发明中，优选地，步骤S4中缩减率为90％以下(不包括0％)，更优选地，缩减率为60～80％。
在本发明中，步骤S4中冷轧温度为室温。
在本发明中，优选地，步骤S5的双相(dual-phase)是铁氧体与奥氏体。
在本发明中，优选地，步骤S5的热处理温度在铁氧体与奥氏体的双相(dual-phase)区的温度范围以内，优选地，双相区的温度范围是600℃～900℃。
本发明的具备超塑性的中锰钢及其制造方法具有下列优点。
第一、即使不包含现有超塑性钢板所要求的铬(Cr)、镍(Ni)之类的高价成分也能实现超塑性。还能凭此得到降低生产成本的效果。
第二、即使不经过现有高碳超塑性钢板所实行的复杂的前处理过程也能实现超塑性。亦即，通过一般工序步骤就能体现超塑性而得以提高其对实际产业的适用性，还能提高生产效率。
本发明的效果不限于前述内容，本发明所属技术领域中具备通常知识者可以在下面的记载中明确地了解到前面没有提到的其它效果。
附图说明
图1是本发明钢1在实行了缩减率60％的冷轧后在850℃维持5分钟后予以水淬火的试片的微组织。
图2是本发明钢1在850℃维持了5分钟的试片的各种变形率速度下的拉伸曲线。
图3是本发明钢1在850℃以各种变形率速度进行了拉伸实验的试片的照片。
图4是本发明钢1在850℃以1×10-3s-1条件进行了拉伸实验的试片的微组织。
图5a到图5e是本发明钢1进行了缩减率80％的冷轧后各种温度、变形率速度下的拉伸曲线与试片的照片。
图6a到图6c是本发明钢2进行了缩减率80％的冷轧后各种温度、变形率速度下的拉伸曲线与试片的照片。
图7是本发明钢3进行了缩减率80％的冷轧后在850℃下各种变形率速度下的拉伸曲线与试片的照片。
图8是本发明钢4进行了缩减率80％的冷轧后在850℃下各种变形率速度下的拉伸曲线与试片的照片。
图9示出了本发明的中锰钢的制造方法。
具体实施方式
下面为了让本发明所属技术区中具备通常知识者能够轻易实施本发明的实施例而结合附图详细说明本发明。正如本发明所属技术区中具备通常知识者可轻易理解者，后述的实施例可以在不脱离本发明的概念与范围的情形下以各种形态实现变形。相同或相似的部分将尽可能使用同一图形符号。
本说明书所使用的专业术语仅仅是为了记载特定实施例，不得因此限制本发明。除了明确表示出相反意义，否则此处所使用的单数形态也包括复数形态。
本说明书所使用的“包括”的意义是将特定特性、领域、整数、步骤、动作、构成要素及/或成分予以具体化，但并不排除所言及的特定特性、领域、整数、步骤、动作、构成要素及/或其群的存在或添加。
本说明书所使用的包括技术术语及科学术语在内的一切术语所表示的意义和本发明所属技术区中具有一般知识的人们通常了解的意义相同。辞典所定义的术语的意义应该被解释为符合相关技术文献及目前所揭示的内容，除非没有给予定义，否则不得异常地或过度***地予以解释。
本发明是一种改善了现有铁系超塑性钢板问题的新铁系超塑性钢板的制造方法，本发明包括合金配比范围、前处理过程、超塑性体现条件。
本发明的中锰钢可以实现诸如下列表1所示的各种实施例。但本说明书将以下列本发明钢1～4的实施例为中心说明本发明。
表1
Fe-Mn-Al系(本发明钢1) Fe-Mn-Si系(本发明钢2)
Fe-Mn-Al-Nb系(本发明钢3) Fe-Mn-Si-Nb系
Fe-Mn-Al-B系(本发明钢4) Fe-Mn-Si-B系
Fe-Mn-Al-C系 Fe-Mn-Si-C系
Fe-Mn-Al-Nb-C系 Fe-Mn-Si-Nb-C系
Fe-Mn-Al-B-C系 Fe-Mn-Si-B-C系
本发明的具备超塑性的中锰钢包含锰(Mn)4～8重量％及铝(Al)3重量％以下(不包括0％)的成分，剩余部分则能由铁(Fe)和不可避免地包含的杂质组成。这相当于Fe-Mn-Al系实施例。
本发明的具备超塑性的中锰钢包含锰(Mn)4～8重量％及硅(Si)3重量％以下(不包括0％)的成分，剩余部分则能由铁(Fe)及不可避免地包含的杂质组成。这相当于Fe-Mn-Si系实施例。
本发明的具备超塑性的中锰钢在根据上述实施例的配比的各中锰钢还能包括铌(Nb)0.2重量％以下(不包括0％)的成分。这相当于Fe-Mn-Al-Nb系及Fe-Mn-Si-Nb系实施例。
本发明的具备超塑性的中锰钢在根据上述实施例的配比的中锰钢还能包含硼(B)0.03重量％以下(不包括0％)的成分。这相当于Fe-Mn-Al-B系及Fe-Mn-Si-B系实施例。
本发明的具备超塑性的中锰钢在根据上述实施例的配比的中锰钢还能包含碳(C)0.2重量％以下(不包括0％)的成分。这相当于Fe-Mn-Al-C系、Fe-Mn-Al-Nb-C系、Fe-Mn-Al-B-C系、Fe-Mn-Si-C系、Fe-Mn-Si-Nb-C系及Fe-Mn-Si-B-C系实施例。
本发明的具备超塑性的中锰钢在作为铁氧体与奥氏体的双相区的温度范围的600℃～900℃进行热处理并且形成铁氧体与奥氏体。
本说明书揭示了在高温变形时呈现超塑性的(1)中锰系合金设计、(2)制造方法及(3)拉伸条件。下面详细说明本发明。
(1)中锰系超塑性合金设计
本发明的合金通过以Mn、Al、Si、Nb、B、C、作为剩余部分的铁及其它不可避免地包含的杂质配比的各种实施例实现(请参阅表1)。下面说明限定上述钢的化学成分范围的理由。
锰(Mn)4～8重量％
Mn是本发明中必备的构成要素。Mn是能够增强硬化能的元素，热轧后冷却时抑制从奥氏体(austenite)到铁氧体(ferrite)的转变，大部分形成马氏体(martensite)组织。和现有的超塑性铁系合金不同地，包含Mn的马氏体组织在冷轧后为了超塑性变形而加热到高温时由于奥氏体与铁氧体的Mn分配差异而具备2μm以下的微组织并且因此适合体现超塑性。
Mn含量低于4重量％的话，钢的硬化能(hardenability)减少，热轧后冷却的过程中生成铁氧体而在室温下出现铁氧体单相或马氏体与铁氧体双相组织。冷却过程中生成的铁氧体在冷轧后高温变形时由于快速恢复及晶粒生长而可能会抑制超塑性现象。
与此相反地，Mn含量超过了8重量％的话，不仅提高材料成本及制造成本，还会让焊接性降低并且大量发生MnS。而且，大量发生的Mn会降低铁氧体-奥氏体双相区的温度而使得在作为超塑性体现温度的大于0.5熔点温度的温度区引起奥氏体单相，较快的晶粒生长可能会导致晶粒粗粒化。因此，本发明中Mn含量为4～8重量％较佳。
铝(Al)3重量％以下(不包括0％)
相当于包含Al的实施例。和Mn一样地，Al也会在变形温度下在奥氏体与铁氧体相之间发生分配而对实现微细结晶粒度做出贡献。Al被认为是让铁氧体稳定的元素并且提高铁氧体-奥氏体双相温度区而得以在体现超塑性的温度下变形时允许铁氧体-奥氏体双相。在超塑性体现温度具备双相结构的材料的相间边界较多而且相间边界在变形过程中抑制晶粒生长。
与此相反地，Al含量超过3重量％的话，会发生材料成本及制造成本增加、难以连续铸造、焊接性降低等问题。
而且，大量添加Al时会在热轧温度生成铁氧体，该铁氧体在冷轧后高温变形时由于快速恢复及晶粒生长而可能会导致粗粒化晶粒。因此，本发明中Al含量为3重量％以下(不包括0％)较佳。
硅(Si)3重量％以下(不包括0％)
相当于包含Si的实施例。和Al一样地，Si是让铁氧体稳定的元素并且被认为是较强的固溶强化元素。通过固溶强化效果在高温下提高晶粒内部的强度而得以促进晶界的滑移。而且，Si被认为强有力地抑制渗碳体的析出，其能够在在高温下抑制由于C而析出的渗碳体对晶界滑移的阻碍。
与此相反地，Si含量超过3重量％的话，会发生材料成本及制造成本增加、冷轧缩减率下降、焊接性降低等问题。因此，本发明中Si含量为3重量％以下(不包括0％)较佳。
铌(Nb)0.2重量％以下(不包括0％)
相当于包含Nb的实施例。Nb被认为能够抑制冷轧后重结晶的晶粒的生长。添加Nb能实现微细晶粒并且形成多个晶界而得以促进晶界滑移。
与此相反地，Nb含量超过0.2重量％的话会引起材料成本增加、析出第2相、重结晶速度下降等问题。因此，本发明中Nb含量为0.2重量％以下(不包括0％)较佳。
硼(B)0.03重量％以下(不包括0％)
相当于包含B的实施例。高温下变形的过程中在晶界发生过多的空位的话，空位生长使得裂纹生成及蔓延而导致较低的延伸率。B在高温下偏析到晶界而提高晶界处的原子密度，因此其能够抑制裂纹的发生。
与此相反地，B含量超过了0.03重量％的话，在高温下偏析到晶界的B的量会增多，可能会妨碍晶界滑移。不仅如此，由于高温下析出硼化物而在发生变形时导致应力集中，从而使得延伸率降低。因此，本发明中B含量为0.03重量％以下(不包括0％)较佳。
碳(C)0.2重量％以下(不包括0％)
相当于包含C的实施例。C是促使奥氏体稳定的元素，在高温下调节铁氧体-奥氏体含量。而且，C也是促使奥氏体增强的元素，其增强晶粒内部而得以促进晶界滑移。与此相反地，C是一种能在铁氧体与奥氏体快速扩散的元素，在高温下偏析到晶界的情形较多。相对于合金元素量的偏析量大约最高为4倍以上，尤其是在晶界呈现出更高的偏析量。
如果，C含量超过了0.2重量％的话，在高温下偏析到晶界的C的含量会增多，可能会妨碍晶界滑移。而且，使得在作为超塑性体现温度的大于0.5熔点温度的温度下以渗碳体析出而在变形时引起应力集中，因此可能导致较低的延伸率。另一方面，较高的C含量会降低焊接性。因此，本发明中C含量为0.2重量％以下(不包括0％)较佳。
表2列示了各钢种在高温下变形时呈现的拉伸性质。变形温度设定为各钢种中铁氧体与奥氏体组分大约为1:1的温度。
表2
Figure BDA0001525925200000081
表3整理了依据本发明的方法制造的钢板在高温变形时呈现的拉伸性质。
表3
Figure BDA0001525925200000082
Figure BDA0001525925200000091
(2)制造方法
下面说明本发明的具备超塑性的中锰钢的制造方法。图9示出了本发明的中锰钢的制造方法。
如前所述，本发明在现有铁系超塑性钢板的不锈钢及高碳钢的优缺点中仅仅采取了其优点，亦即，不使用高价Cr、Ni而得以降低生产成本并且以一般热处理过程替代复杂的前处理过程也能实现超塑性的钢板。本发明的特征在于，不必经过复杂的前处理过程而仅仅通过一般热处理过程就能制造具备根据本发明的配比的中锰钢。
本发明的中锰钢的制造方法包括下列步骤：步骤S1，把具备前述各实施例的配比的各中锰钢加以熔解后予以均质化；步骤S2，把上述均质化的中锰钢予以热轧；步骤S3，把上述热轧的钢板予以冷却；步骤S4，把上述冷却的钢板予以冷轧；及步骤S5，加热到该预设的热处理温度进行热处理。
在本发明中，优选地，上述步骤S1的均质化温度是1200℃而熔解温度是均质化温度以上。相当于步骤S1的温度是通用的温度，本发明也把均质化温度设定成1200℃。在本发明的中锰钢的一个实施例中，把熔解后铸造的锭在1200℃下均质化12小时，在奥氏体单相区的大约1000℃～1200℃温度进行了热轧。为了在热轧后的冷却过程中阻止铁氧体的生成而进行了水淬火或气冷。此时，热轧板的大部分都具备马氏体组织。热轧后组织大部分具备马氏体才能让以后通过冷轧及热处理实现本发明所揭示的超塑性的可能性提高。
在本发明中，上述步骤S2的热轧温度为1000℃～1200℃较佳。热轧温度超过了1200℃的话，在进行热轧时可能会发生能量损失。热轧温度低于1000℃的话，可能在热轧过程中生成铁氧体，此时生成的铁氧体在以后超塑性变形时可能会生长成粗粒化结晶粒度。这会妨碍本发明拟得到的超塑性能，因此如前所述地以1000℃～1200℃范围的热轧温度较佳。
在本发明中，优选地，上述步骤S3采取水淬火、油淬火或气冷中至少某一个冷却方式。本发明的一个实施例则选择了水淬火方式。这是为了在热轧后的冷却过程中避免铁氧体的转变而得到马氏体组织。但实际上，在基于冷却速度的热轧后观察微组织的差异时，不仅水淬火方式、油淬火方式及气冷方式也在热轧后的冷却过程中没有发生铁氧体转变而大部分得到了马氏体组织。本发明还包括了把水淬火方式、油淬火方式或气冷方式加以组合后提高冷却效率的方式。另一方面，鉴于本发明能以气冷方式实现超塑性，本发明适用于实际产业的可能性非常高。
优选地，在本发明的上述步骤S4中缩减率为90％以下(不包括0％)。本发明的中锰钢在热轧后具备热转变的马氏体组织。在进行冷轧的过程中马氏体内部引进位错之类的变形而得以在冷轧后得到在双相温度下具备微细晶粒的组织。而且，冷轧缩减率越高越能得到更微细的晶粒，因此更优选地，上述缩减率为60～80％。作为一个实施例，热轧板分别以60％、80％的缩减率在室温进行了冷轧。
优选地，在本发明中，上述步骤S4的冷轧温度可以是室温。室温通常是针对板材进行冷轧时使用的温度，冷轧并不需要额外的工序。因此优选地，本发明中的冷轧温度为室温。
优选地，在本发明中，上述步骤S5的热处理温度为铁氧体与奥氏体的双相(dual-phase)区的温度范围以内。本发明的中锰钢进行热处理的话在马氏体组织进行逆转变而具备铁氧体或奥氏体组织。温度高于双相区的话具备奥氏体单相，温度低于双相区的话具备铁氧体单相。在双相区的温度范围具备铁氧体与奥氏体双相并且此时晶粒及相间界面变多。
双相区的温度范围中较低温度范围下铁氧体的组分较多，温度越增加铁氧体组分越减少而奥氏体的组分越增多。
一般来说，晶界滑移被激活时会促进超塑性。因此，为了制备多数晶界以便实现超塑性而把热处理温度设定成双相区的温度范围。作为一个实施例，用于超塑性变形的双相区的温度范围可以设定成600℃～900℃。
(3)拉伸条件
参考表2的用于比较的钢的实验结果与合金熔点1773K(1500℃)左右后把拉伸温度设定成600℃～900℃。在给定的温度区段中，在铁氧体与奥氏体的组分大约为1:1的地点呈现出最大的延伸率。其理由为，多数铁氧体-奥氏体相间边界在变形过程中阻碍晶粒生长。而且，多数相间边界及晶界会促进晶界滑移。
加热到变形温度后在变形前维持5分钟以便充分地发生奥氏体逆转变。此时高温下的微组织呈现出结晶粒度大约为0.3μm～2μm的铁氧体-奥氏体双相组织。此时，结晶粒度指的是铁氧体与奥氏体的各晶粒的平均直径(diameter)。
下面以图形为中心说明本发明。
图1是本发明钢1在热轧后以60％缩减率进行冷轧后在850℃维持5分钟后水淬火时的微组织。图1中α表示铁氧体而α'F则表示高温奥氏体在冷却过程中转变的马氏体。此时，铁氧体与奥氏体的结晶粒度为2μm以下。凭此，可以确认依据本发明所揭示的制造方法制造的试片具备微细结晶粒度。
图2是本发明钢1在850℃下各种变形率速度时的拉伸曲线。此时，变形率速度是每秒的变形率并且设定为1×10-1s-1以下的变形率速度。图3示出了依据图2所示条件进行的拉伸实验后试验片的情形。通过图2和图3可以确认在本制造方法与拉伸条件下本发明钢1体现了超塑性。请参考图2所示结果，尤其是在1×10-3s-1以下的慢变形率速度下呈现出较高的延伸率，其理由为，由于慢变形率速度而得以充分地发生晶界滑移。
图4是本发明钢1在850℃下以1×10-3s-1条件进行了拉伸实验的试片的微组织。此时，晶粒具有和变形前(图1)相似的等轴晶模样，凭此证明了高温下拉伸变形过程中活泼地发生了晶粒滑移。由于该原因而使得本发明钢1在高温下能够体现超塑性。
图5a到图5e是本发明钢1在进行了缩减率80％的冷轧后各种温度与变形率速度条件下的拉伸曲线和拉伸实验后试验片的照片。通过图5a到图5e可以确认在上述制造工序和变形条件下本发明钢1体现了超塑性。
图6a到图6c是本发明钢2进行了缩减率80％的冷轧后各种温度、变形率速度下的拉伸曲线与试片的照片。
图7是本发明钢3进行了缩减率为80％的冷轧后在850℃下各种变形率速度下的拉伸曲线与试片的照片。
图8是本发明钢4进行了缩减率为80％的冷轧后在850℃下各种变形率速度下的拉伸曲线与试片的照片。
通过如前所述的实验与数据最终确认成功地开发了具备超塑性的中锰钢(本发明钢1-4)。
本发明的具备超塑性的中锰钢钢板中合金元素总量大约为10重量％以下，其总量为现有的双相不锈钢(duplex stainless steel)的一半以下而得以大幅提高经济效益并且有效地节约有限的天然资源。而且，制造方法被简化成现有商用钢板的生产过程热轧之后的冷轧工序而能够轻易适用于实际产业。
不仅如此，由于在大约600℃～900℃的温度呈现出1000％以上的延伸率而使得成型能力等同于现有的铁系超塑性合金。并且高温成型后在冷却过程中奥氏体变成硬的马氏体而得以在室温呈现出高强度。
本发明的具备超塑性的中锰钢钢板可广泛应用于需要高强度高成型能力的涡轮叶片之类的航空材料、形状复杂的建设用内外钢材、以及汽车引擎盖(hood)、行李箱、中柱等用于车体的钢板。
本说明书所说明的实施例和附图仅仅是例示性地说明了本发明所含技术思想的一部分。因此，本说明书所揭示的实施例不是用来限定本发明的技术思想而是用来说明，当知，该实施例不能限定本发明的技术思想的范围。本领域技术人员在本发明的说明书及图形所含技术思想的范围内轻易类推出来的变形例及具体实施例应全部阐释为属于本发明的保护范围。

Claims (18)

1.一种具备超塑性的中锰钢，其特征在于，
包含锰4～8重量％及铝3重量％以下且不为0％的成分，剩余部分则由铁和不可避免地包含的杂质组成，
在1000℃-1200℃的温度下热轧后的冷却步骤及冷轧步骤中的微组织包括马氏体，热处理步骤中在铁氧体与奥氏体的双相区的温度范围内使所述马氏体逆转变为铁氧体与奥氏体的双相，在热处理步骤后的冷却中，所述奥氏体转变为马氏体，从而最终微组织包括铁氧体和马氏体，
并且在600℃-900℃的变形温度下表现出1000％以上的最大延伸率。
2.一种具备超塑性的中锰钢，其特征在于，
包含锰4～8重量％及硅3重量％以下且不为0％的成分，剩余部分则由铁及不可避免地包含的杂质组成，
在1000℃-1200℃的温度下热轧后的冷却步骤及冷轧步骤中的微组织包括马氏体，热处理步骤中在铁氧体与奥氏体的双相区的温度范围内使所述马氏体逆转变为铁氧体与奥氏体的双相，在热处理步骤后的冷却中，所述奥氏体转变为马氏体，从而最终微组织包括铁氧体和马氏体，
并且在600℃-900℃的变形温度下表现出1000％以上的最大延伸率。
3.根据权利要求1或2所述的具备超塑性的中锰钢，其特征在于，
所述中锰钢还包括铌0.2重量％以下且不为0％的成分。
4.根据权利要求1或2所述的具备超塑性的中锰钢，其特征在于，
所述中锰钢还包含硼0.03重量％以下且不为0％的成分。
5.根据权利要求1或2所述的具备超塑性的中锰钢，其特征在于，
所述中锰钢还包含碳0.2重量％以下且不为0％的成分。
6.根据权利要求3所述的具备超塑性的中锰钢，其特征在于，
所述中锰钢还包含碳0.2重量％以下且不为0％的成分。
7.根据权利要求4所述的具备超塑性的中锰钢，其特征在于，
所述中锰钢还包含碳0.2重量％以下且不为0％的成分。
8.根据权利要求1或2所述的具备超塑性的中锰钢，其特征在于，
所述中锰钢在铁氧体与奥氏体的双相区的温度范围内进行热处理并且形成铁氧体与奥氏体。
9.根据权利要求8所述的具备超塑性的中锰钢，其特征在于，
所述双相区的温度范围是600℃～900℃。
10.根据权利要求8所述的具备超塑性的中锰钢，其特征在于，
在所述双相区形成的铁氧体与奥氏体的各晶粒的平均直径是2μm以下。
11.一种具备超塑性的中锰钢的制造方法，其特征在于，
包括下列步骤：
步骤S1，把具有如权利要求1到7中的任意一项所述的组成的中锰钢加以熔解后予以均质化；
步骤S2，把所述均质化的中锰钢在1000℃-1200℃的温度下予以热轧；
步骤S3，把所述热轧的钢板予以冷却；
步骤S4，把所述冷却的钢板予以冷轧；及
步骤S5，加热到预设的热处理温度进行热处理，
从而在600℃-900℃的变形温度下表现出1000％以上的最大延伸率，
步骤S3和步骤S4中的微组织包括马氏体，步骤S5中在铁氧体与奥氏体的双相区的温度范围内使所述马氏体逆转变为铁氧体与奥氏体的双相，在步骤S5后的冷却中，所述奥氏体转变为马氏体，从而最终微组织包括铁氧体和马氏体。
12.根据权利要求11所述的具备超塑性的中锰钢的制造方法，其特征在于，
所述步骤S1的均质化温度是1200℃，熔解温度是均质化温度以上。
13.根据权利要求11所述的具备超塑性的中锰钢的制造方法，其特征在于，
所述步骤S3是水淬火、油淬火或气冷中至少某一个冷却方式。
14.根据权利要求11所述的具备超塑性的中锰钢的制造方法，其特征在于，
所述步骤S4中缩减率为90％以下且不为0％。
15.根据权利要求14所述的具备超塑性的中锰钢的制造方法，其特征在于，
所述缩减率为60～80％。
16.根据权利要求11所述的具备超塑性的中锰钢的制造方法，其特征在于，
所述步骤S4中冷轧温度是室温。
17.根据权利要求11所述的具备超塑性的中锰钢的制造方法，其特征在于，
所述双相区的温度范围是600℃～900℃。
18.根据权利要求11所述的具备超塑性的中锰钢的制造方法，其特征在于，
所述铁氧体与奥氏体的各晶粒的平均直径为2μm以下。
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