CN112912526B - 氧气切割性优异的高锰钢材及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明一方面的氧气切割性优异的高锰钢材以重量％计可包括碳(C)：0.1～0.5％、锰(Mn)：20～26％、硅(Si)：0.05～0.4％、铝(Al)：2.0％以下、铬(Cr)：4％以下、余量的Fe及其他不可避免的杂质，由以下[关系式1]计算的切割敏感性(Sc)为430以上，包含95面积％以上的奥氏体作为显微组织。[关系式1]切割敏感性(Sc)＝1742‑662×[C]‑19.2×[Mn]+1.6×[Al]‑140×[Cr]在所述[关系式1]中，[C]、[Mn]、[Al]及[Cr]分别表示包含在钢材中的C、Mn、Al及Cr的重量％，在未添加相应成分时表示0。

Description

氧气切割性优异的高锰钢材及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种高锰钢材及其制备方法，具体涉及一种氧气切割性优异的奥氏体高锰钢材及其制备方法。
背景技术
奥氏体高锰钢材通过调节能够提高奥氏体稳定性的元素锰(Mn)和碳(C)的含量，具有使得奥氏体在常温下也能稳定从而韧性较高的特性。奥氏体是顺磁体，其磁导率较低，与铁氧体相比非磁性特性优异。通常用于变压器和配电盘等的材料具有1.05以下的磁导率，而奥氏体高锰钢材具有1.02以下的磁导率，可知奥氏体高锰钢材具有与以往材料相比优异的非磁性特性。
而且，以奥氏体为主要组织的高锰钢材由于具有低温下的延性断裂特性，具有低温韧性优异的技术优点。
但是，为了如上所述那样将奥氏体高锰钢材作为结构物使用，必须通过氧气切割等来进行材料切割及加工，但由于高锰钢材含有大量的合金成分，具有在氧气切割作业中因产生火花等而切割面状态变差的问题。即，为了提高切割性，需要事先预热钢材或降低切割速度，这样不利于生产效率。因此，目前亟需开发一种具有既经济又有效的氧气切割加工特性的奥氏体高锰钢材。
现有技术文献
专利文献1：韩国公开专利公报第10-2010-0064473号(2010年6月15日公开)
发明内容
技术问题
本发明的一方面可提供一种氧气切割性优异的高锰钢材及其制备方法。
本发明的技术问题并不局限于上述内容。根据本说明书的整体内容，本领域技术人员不难理解本发明涉及的进一步的技术问题。
技术方案
本发明的一方面的氧气切割性优异的高锰钢材以重量％计可包括碳(C)：0.1～0.5％、锰(Mn)：20～26％、硅(Si)：0.05～0.4％、铝(Al)：2.0％以下、铬(Cr)：4％以下、余量的Fe及其他不可避免的杂质，由以下[关系式1]计算的切割敏感性(Sc)为430以上，包含95面积％以上的奥氏体作为显微组织。
[关系式1]
切割敏感性(Sc)＝1742-662×[C]-19.2×[Mn]+1.6×[Al]-140×[Cr]
在所述[关系式1]中，[C]、[Mn]、[Al]及[Cr]分别表示包含在钢材中的C、Mn、Al及Cr的重量％，在未添加相应成分时表示0。
所述钢材以重量％计可进一步包含0.0005～0.01％的硼(B)。
所述钢材的磁导率可为1.02以下。
所述钢材的屈服强度可为240MPa以上，拉伸强度可为720MPa以上，延伸率可为25％以上。
在以0.3～0.9Mpa的气压及300～700mm/分钟的最大切割速度对所述钢材进行氧气切割时，所述钢材的切割面的平均表面粗糙度可为0.5mm以下。
本发明的一方面的氧气切割性优异的高锰钢材的制备方法可包括以下步骤：在1050～1300℃的温度范围下对板坯进行再加热，所述板坯以重量％计包含碳(C)：0.1～0.5％、锰(Mn)：20～26％、硅(Si)：0.05～0.4％、铝(Al)：2.0％以下、铬(Cr)：4％以下、余量的Fe及其他不可避免的杂质，由以下[关系式1]计算的切割敏感性(Sc)为430以上；对经过再加热的所述板坯以800～1050℃的精轧温度进行热轧，以提供热轧材；以及将所述热轧材以1～100℃/s的冷却速度冷却至600℃以下的温度范围。
[关系式1]
切割敏感性(Sc)＝1742-662×[C]-19.2×[Mn]+1.6×[Al]-140×[Cr]
在所述[关系式1]中[C]、[Mn]、[Al]及[Cr]分别表示包含在钢材中的C、Mn、Al及Cr的重量％，在未添加相应成分时表示0。
所述板坯以重量％计可进一步包含0.0005～0.01％的硼(B)。
上述技术问题的解决方案并未全部列举本发明的特征，参照下述具体实施例应能更加详细地理解本发明的各种特征及其优点和效果。
发明效果
根据本发明的优选的一方面，可提供一种氧气切割性优异的奥氏体高锰钢材及其制备方法。
附图说明
图1的(a)是拍摄实施例2的氧气切割时火花产生情况及经氧气切割的切割面的照片，图1的(b)是拍摄比较例2的氧气切割时火花产生情况及经氧气切割的切割面的照片。
具体实施方式
本发明涉及一种氧气切割性优异的高锰钢材及其制备方法，下面对本发明的优选实现例进行详细说明。本发明的实现例可变形为多种形式，不应将本发明的保护范围解释为局限于下述实现例。本实现例是为了向本发明所属领域的技术人员更加详细地说明本发明而提供的。
下面，对本发明的钢组成进行进一步详细说明。下面，除非另有表示，表示各元素含量的％以重量为准。
本发明的一方面的氧气切割性优异的高锰钢材以重量％计可包括碳(C)：0.1～0.5％、锰(Mn)：20～26％、硅(Si)：0.05～0.4％、铝(Al)：2.0％以下、铬(Cr)：4％以下、余量的Fe及其他不可避免的杂质。
碳(C)：0.1～0.5％
碳(C)是有效地稳定钢材中的奥氏体且通过固溶强化确保强度的元素，因此本发明为了确保低温韧性及强度，可将碳(C)含量的下限限制在规定范围内。这是因为，当碳(C)的含量为一定水平以下时，奥氏体的稳定性不足，无法获得常温下稳定的奥氏体，而且在外部应力下容易引起向ε-马氏体及α′-马氏体的应变诱发相变，可能会降低钢材的韧性和强度。因此，本发明可将碳(C)含量的下限限制为0.1％。碳(C)含量的优选的下限可为0.15％，碳(C)含量的更优选的下限可为0.17％。相反，当碳(C)含量超过规定范围时，在钢材的氧气切割时因产生火花可能会导致切割面变差，或因切割速度下降可能会导致生产效率变低，因此本发明可将碳(C)含量的上限限制为0.5％。碳(C)含量的优选的上限可为0.47％，碳(C)含量的更优选的上限可为0.45％。
锰(Mn)：20～26％
锰(Mn)是起到稳定奥氏体作用的重要元素，因此本发明为了实现这种效果，可将锰(Mn)含量的下限限制为20％。即，本发明包含20％以上的锰(Mn)，因此能够有效地增加奥氏体稳定性，由此能够抑制铁氧体、ε-马氏体及α′-马氏体的形成，有效地确保钢材的非磁性特性及低温韧性。相反，当锰(Mn)含量超过规定水平范围时，奥氏体的稳定性增加效果将达到饱和，与此相反大幅增加制备成本，在热轧过程中产生过度的内部氧化而表面质量变差，因此本发明可将锰(Mn)含量的上限限制为26％。因此，本发明中的锰(Mn)含量可为20～26％，锰(Mn)含量更优选可为20～24％。
硅(Si)：0.05～0.4％
硅(Si)是与铝(Al)同样地作为脱氧剂必不可少地微量添加的元素。但是，当硅(Si)的添加量过多时，可能在晶界上形成氧化物来降低高温延性，而且产生断裂等来降低表面质量，因此本发明可将硅(Si)含量的上限限制为0.4％。硅(Si)含量的更优选的上限可为0.3％。相反，为了降低钢中的硅(Si)含量，需要过多的费用，因此本发明可将硅(Si)含量的下限限制为0.05％。硅(Si)含量的更优选的下限可为0.1％。
铝(Al)：2.0％以下
铝(Al)是作为脱氧剂添加的代表性元素。但是，铝(Al)可能会与碳(C)及氮(N)进行反应而形成析出物，这些析出物可能会降低热加工性，因此本发明可将铝(Al)含量的上限限制为2.0％。铝(Al)含量优选可为0.01～2.0％，铝(Al)含量更优选可为0.01～1.95％。
铬(Cr)：4％以下
铬(Cr)是这样一种元素：在适当的添加量范围内，将奥氏体稳定，有助于提高非磁性特性，并且固溶在奥氏体内，增加钢材强度。而且，铬又是提高钢材的耐蚀性的元素。因此本发明为了实现这种效果可添加铬(Cr)。但是，铬(Cr)会提高氧气切割时氧化物的熔化温度，表现出添加含量越大氧气切割性越差的倾向，因此，本发明可将铬(Cr)含量的上限限制为4％，铬(Cr)含量的更优选的上限可为3.5％。
本发明的一方面的氧气切割性优异的非磁性高锰钢材除了上述成分以外还可包括余量的Fe及其他不可避免的杂质。但是，在通常的制备过程中，不可避免地混入来自原料或周围环境的意外杂质，因此不能完全排除这些杂质。由于本领域技术人员都能知晓这些杂质，在本说明书中不特意说明其所有内容。另外，不完全排除除上述组成以外的有效成分的添加。
此外，本发明的一方面的氧气切割性优异的高锰钢材以重量％计可进一步包含0.0005～0.01％的硼(B)，而且可包含0.03％以下的磷(P)、0.05％以下的硫(S)及0.02％以下的氮(N)中的一种以上。
硼(B)：0.0005～0.01％
硼(B)是用于强化奥氏体晶界的晶界强化元素，即使添加少量也能强化奥氏体晶界来有效地降低钢材的高温裂纹敏感性。因此，为了实现这种效果，本发明可将硼(B)含量的下限限制为0.0005％。硼(B)含量的更优选的下限可为0.001％。相反，当硼(B)的含量超过规定范围时，因在奥氏体晶界上产生偏析而增加钢材的高温裂纹敏感性，可能会降低钢材的表面质量，因此本发明可将硼(B)含量的上限限制为0.01％。硼(B)含量的更优选的上限可为0.006％。
磷(P)：0.03％以下
磷(P)不仅是不可避免地混入钢中的元素，而且是容易偏析的元素，是在铸造时引起断裂或降低焊接性的元素。因此，本发明为了防止铸造性变差及焊接性下降，可将磷(P)含量的上限限制为0.03％，磷(P)含量的更优选的上限可为0.02％。
硫(S)：0.05％以下
硫(S)不仅同样是不可避免地混入钢中的元素，而且是通过形成夹杂物来引发热脆性缺陷的元素。因此，本发明为了抑制产生热脆性，可将硫(S)含量的上限限制为0.05％，硫(S)含量的更优选的上限可为0.02％。
氮(N)：0.02％以下
氮(N)不仅同样是不可避免地混入钢中的元素，而且是有助于固溶强化的元素。但是，当氮(N)的含量过多时，存在着形成粗大的氮化物反而降低钢材强度的问题，因此本发明可将氮(N)含量的上限限制为0.02％。
本发明的一方面的氧气切割性优异的高锰钢材的由以下[关系式1]计算的切割敏感性(Sc)可为430以上。由以下[关系式1]计算的切割敏感性(Sc)更优选可为460以上。
[关系式1]
切割敏感性(Sc)＝1742-662×[C]-19.2×[Mn]+1.6×[Al]-140×[Cr]
在所述[关系式1]中，[C]、[Mn]、[Al]及[Cr]分别表示包含在钢材中的C、Mn、Al及Cr的重量％，在未添加相应成分时表示0。
本发明的发明人关于高锰钢材的氧气切割性进行了深入研究，并且得知，铝(Al)是对高锰钢材的氧气切割性产生正面影响的元素，相反，碳(C)、锰(Mn)及铬(Cr)是对高锰钢材的氧气切割性产生负面影响的元素。
此外，本发明的发明人对这些碳(C)、锰(Mn)、铬(Cr)及铝(Al)含量的相关关系进行了研究，并且得知，当由[关系式1]计算的切割敏感性(Sc)为规定水平以上时，具有优异的氧气切割性。
即，根据本发明的该方面的氧气切割性优异的高锰钢材将合金组成含量控制为由[关系式1]计算的切割敏感性(Sc)满足430以上，因此在氧气切割时能够将钢材切割面的平均表面粗糙度控制为0.5mm以下。
本发明的一方面的氧气切割性优异的高锰钢材可包含95面积％以上的奥氏体作为显微组织，由此能够有效地确保钢材的非磁性特性及低温物性。此外，奥氏体的平均晶体粒度可为5～150μm。在制备工艺上可实现的奥氏体的平均晶体粒度为5μm以上，当平均晶体粒度大幅增加时，可能会导致钢材的强度下降，因此奥氏体的晶体粒度可限制为150μm以下。
本发明的一方面的氧气切割性优异的奥氏体高锰钢材可将碳化物及/或ε-马氏体作为除奥氏体外还可存在的组织来包含。当碳化物及/或ε-马氏体的分率超过规定水平时，可能会使钢材的韧性及延性急剧降低，因此本发明可将碳化物及/或ε-马氏体的分率限制为5面积％以下。
如前所述，本发明的一方面的氧气切割性优异的高锰钢材包括最佳的合金组成，在氧气切割时能够具有优异的切割面。即，能够最大限度地减小氧气切割时产生的火花，能够最大限度地减小随着钢材的熔化产生的切割面不均匀的现象。而且，本发明的一方面的氧气切割性优异的高锰钢材能够有效地防止氧气切割时切割速度的降低，因此能够优化作业效率，极大地提高生产效率。
本发明的一方面的氧气切割性优异的高锰钢材可具有1.02以下的磁导率、240MPa以上的屈服强度、720MPa以上的拉伸强度及25％以上的延伸率。
下面，对本发明的制备方法进行更为详细的说明。
本发明的一方面的氧气切割性优异的高锰钢材的制备方法可包括以下步骤：在1050～1300℃的温度范围下对板坯进行再加热，所述板坯以重量％计包含碳(C)：0.1～0.5％、锰(Mn)：20～26％、硅(Si)：0.05～0.4％、铝(Al)：2.0％以下、铬(Cr)：4％以下、余量的Fe及其他不可避免的杂质，由以下[关系式1]计算的切割敏感性(Sc)为430以上；对经过再加热的所述板坯以800～1050℃的精轧温度进行热轧，以提供热轧材；以及将所述热轧材以1～100℃/s的冷却速度冷却至600℃以下的温度范围。
[关系式1]
切割敏感性(Sc)＝1742-662×[C]-19.2×[Mn]+1.6×[Al]-140×[Cr]
在所述[关系式1]中，[C]、[Mn]、[Al]及[Cr]分别表示包含在钢材中的C、Mn、Al及Cr的重量％，在未添加相应成分时表示0。
此外，所述板坯以重量％计可进一步包含0.0005～0.01％的硼(B)，并且可包含0.03％以下的磷(P)、0.05％以下的硫(S)及0.02％以下的氮(N)中的一种以上。
板坯再加热
由于在本发明的制备方法中提供的板坯的钢组成与前述的氧气切割性优异的高锰钢材的钢组成相对应，因此对板坯的钢组成的说明由前述对钢材的钢组成的说明来代替。
对由前述的钢组成提供的板坯可在1050～1300℃的温度范围下进行再加热。当再加热温度低于规定范围时，在热轧过程中，可能会出现轧制负荷过大的问题或合金成分未充分固溶的问题，因此本发明可将板坯再加热温度范围的下限限制为1050℃。相反，当再加热温度超过规定范围时，晶粒过度生长而降低强度，或者因再加热温度超过钢材的固相线温度，可能会导致热轧性变差，因此本发明可将板坯再加热温度范围的上限限制为1300℃。
热轧
热轧工艺包括粗轧工艺及精轧工艺，经过再加热的板坯经过热轧后可作为热轧材提供。此时，热精轧优选在800～1050℃的温度范围下进行。这是因为，当热精轧温度低于规定范围时，随着轧制荷载的增加而产生过大的轧制负荷，当热精轧温度超过规定范围时，所生长的晶粒粗大，不能获得目标强度。
冷却
热轧后的热轧材可以以1～100℃/s的冷却速度冷却至600℃以下的冷却停止温度。当冷却速度低于规定范围时，因在冷却过程中被析出到晶界的碳化物，可能会降低钢材的延性以及由此产生耐磨性变差的问题，因此本发明可将热轧材的冷却速度限制为1℃/s以上。冷却速度更优选的下限可为10℃/s，可采用加速冷却。但是，虽然冷却速度越快，对抑制碳化物析出的效果越有利，但考虑到在通常的冷却中因设备特性而难以实现超过100℃/s的冷却速度，本发明可将冷却速度的上限限制为100℃/s。
此外，即便采用10℃/s以上的冷却速度对热轧材进行冷却，由于在高温下停止冷却时，形成及生长碳化物的可能性较高，因此本发明可将冷却停止温度限制为600℃以下。
如上所述那样制备的氧气切割性优异的高锰钢材包含95面积％以上的奥氏体作为显微组织，且具有1.02以下的磁导率、240MPa以上的屈服强度、720MPa以上的拉伸强度及25％以上的延伸率，在氧气切割时具有优异的切割面的同时能够有效地防止氧气切割作业的生产效率的下降。
实施发明的方式
下面，通过实施例对本发明进行更为具体的说明。但需要注意的是，后述的实施例仅用于例示本发明并进一步具体化，而不用来限制本发明的保护范围。
(实施例)
对满足下表1的合金组成的板坯在1200℃的温度下进行再加热，按表2的条件进行热轧来制备12mm厚度的热轧材后，以20℃/s的冷却速度加速冷却至100℃的冷却停止温度而制作样品。检测各样品的屈服强度、拉伸强度及延伸率，并与磁导率、最大切割速度及切割面状态一起示出在表2中。最大切割速度表示以平均0.7MPa的气压实施氧气切割时可采用的最大切割速度。切割面的评分分为1、1.5及2进行评价。评分1表示在氧气切割过程中不仅母材熔化，而且切割面的平均表面粗糙度超过0.5mm的情况；评分1.5表示在氧气切割过程中虽然母材发生局部熔化，但切割面的平均表面粗糙度为0.5mm以下的情况；评分1表示在氧气切割过程中不仅母材没有发生熔化，而且切割面的平均表面粗糙度为0.5mm以下的情况。表2的切割性指数表示将各样品的最大切割速度与切割面评分相乘后的值。
【表1】
Figure BDA0003028475640000081
【表2】
Figure BDA0003028475640000091
如表1及表2所示，可确认满足本发明范围的实施例1至11不仅切割面的平均表面粗糙度为0.5mm以下，而且切割性指数为400以上，具有优异的氧气切割性。相反，未满足本发明范围的比较例1至3不仅切割面的平均表面粗糙度超过0.5mm，而且切割性指数为300，氧气切割性较差。
图1的(a)是拍摄实施例2的氧气切割时火花产生情况及经氧气切割的切割面的照片，图1的(b)是拍摄比较例2的氧气切割时火花产生情况及经氧气切割的切割面的照片。如图1的(a)及(b)所示，可确认实施例2具有优异的切割面；相反，比较例2在氧气切割时因产生过度的火花，母材发生熔化，形成不均匀的切割面。
以上通过实施例对本发明进行详细说明，但也可以有与之不同的形式的实施例。因此，所附权利要求书的技术思想和范围并不局限于实施例。

Claims (7)

1.一种氧气切割性优异的高锰钢材，以重量％计包含碳C：0.1～0.5％、锰Mn：20～26％、硅Si：0.05～0.4％、铝Al：2.0％以下、铬Cr：4％以下、余量的Fe及其他不可避免的杂质，
由以下[关系式1]计算的切割敏感性Sc为1129.6以上，
包含95面积％以上的奥氏体作为显微组织，
[关系式1]
切割敏感性Sc＝1742-662×[C]-19.2×[Mn]+1.6×[Al]-140×[Cr]
在所述[关系式1]中，[C]、[Mn]、[Al]及[Cr]分别表示包含在钢材中的C、Mn、Al及Cr的重量％，在未添加相应成分时表示0。
2.根据权利要求1所述的氧气切割性优异的高锰钢材，其中，
所述钢材以重量％计进一步包含0.0005～0.01％的硼B。
3.根据权利要求1所述的氧气切割性优异的高锰钢材，其中，
所述钢材的磁导率为1.02以下。
4.根据权利要求1所述的氧气切割性优异的高锰钢材，其中，
所述钢材的屈服强度为240MPa以上，拉伸强度为720MPa以上，延伸率为25％以上。
5.根据权利要求1所述的氧气切割性优异的高锰钢材，其中，
在以0.3～0.9Mpa的气压及300～700mm/分钟的最大切割速度对所述钢材进行氧气切割时，所述钢材的切割面的平均表面粗糙度为0.5mm以下。
6.一种氧气切割性优异的高锰钢材的制备方法，包括以下步骤：
在1050～1300℃的温度范围下对板坯进行再加热，所述板坯以重量％计包含碳C：0.1～0.5％、锰Mn：20～26％、硅Si：0.05～0.4％、铝Al：2.0％以下、铬Cr：4％以下、余量的Fe及其他不可避免的杂质，由以下[关系式1]计算的切割敏感性Sc为1129.6以上；
对经过再加热的所述板坯以800～1050℃的精轧温度进行热轧，以提供热轧材；以及
将所述热轧材以1～100℃/s的冷却速度冷却至600℃以下的温度范围，
[关系式1]
切割敏感性Sc＝1742-662×[C]-19.2×[Mn]+1.6×[Al]-140×[Cr]
在所述[关系式1]中，[C]、[Mn]、[Al]及[Cr]分别表示包含在钢材中的C、Mn、Al及Cr的重量％，在未添加相应成分时表示0。
7.根据权利要求6所述的氧气切割性优异的高锰钢材的制备方法，其中，
所述板坯以重量％计进一步包含0.0005～0.01％的硼B。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS593539B2 (ja) * 1980-01-08 1984-01-24 日本鋼管株式会社 快削性高マンガン非磁性鋼
JPS621823A (ja) * 1985-06-25 1987-01-07 Kobe Steel Ltd 被削性にすぐれた高Ｍｎ非磁性鋼の製造方法
FR2857980B1 (fr) * 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
EP1878811A1 (en) * 2006-07-11 2008-01-16 ARCELOR France Process for manufacturing iron-carbon-manganese austenitic steel sheet with excellent resistance to delayed cracking, and sheet thus produced
KR100985286B1 (ko) * 2007-12-28 2010-10-04 주식회사 포스코 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 고망간강 및 제조방법
KR101068401B1 (ko) 2008-12-05 2011-10-04 김산 산소절단 장치
JP2013023742A (ja) * 2011-07-22 2013-02-04 Kobe Steel Ltd 非磁性鋼線材又は棒鋼
JP5618932B2 (ja) * 2011-07-22 2014-11-05 株式会社神戸製鋼所 非磁性鋼線材又は棒鋼、及びその製造方法
KR101889187B1 (ko) * 2015-12-23 2018-08-16 주식회사 포스코 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
WO2017111510A1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-29 주식회사 포스코 열간 가공성이 우수한 비자성 강재 및 그 제조방법
CN107620010A (zh) * 2017-10-18 2018-01-23 舞阳钢铁有限责任公司 一种低屈强比高韧性高锰钢板及其生产方法

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