CN1079513A - 具有优越成型性、强度及焊接性的奥氏体高锰钢及其制造工艺 - Google Patents

具有优越成型性、强度及焊接性的奥氏体高锰钢及其制造工艺 Download PDF

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Abstract

公开一种有优越成型性、强度及焊接性的奥氏体 高锰钢。该钢优越的成型性使之适用于汽车和电子 器件用板。该钢的化学成分(重量％)为：小于1.5％ 的C、15.0—35.0％的Mn、0.1—6.0％的Al，余量为 Fe及其它不可避免的杂质。奥氏体晶粒尺寸小于 40μm，添加一种或几种选自由小于0.60％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所构成组中的元素，由此提供一种有优越 成型性、强度及焊接性的奥氏体高锰钢。

Description

本发明涉及一种奥氏体高锰钢，这种钢是在要求高成型性，例如汽车钢板、电子器件用板等领域中被采用的。本发明特别是涉及一种具有良好成型性、高强度及优越焊接性的奥氏体高锰钢。
在钢的应用领域中，汽车钢板及电子器件用板要求最好的成型性。
特别是在汽车工业中，近年来为缓解空气污染，对二氧化碳的排放要求日益严格。根据这一趋势，一直需要有良好成型性的高强度钢板，以及改善的燃料燃烧率和减轻汽车的重量。
按常规，为保证这种成型性，一直采用基体组织为铁素体的超低碳钢作汽车钢板（美国专利4，950，025、4，830，686及5，078，809）。
然而，在采用超低碳钢作汽车钢板时，尽管成型性优越，但抗拉强度却低到28-38Kg/mm2。因此汽车的重量不能降低，而汽车的安全性降低，从而危及乘员的生命。
这种具有fenite基体铁素体的超低碳钢最多可含0.005%的碳，而杂质的溶解度限度很低。如果以超过溶解度限度的量添加碳和其它杂质，则形成碳化物和氧化物，结果特定的组织在冷轧和退火处理期间不能发展，因而使成型性下降。
因此，在具有fenite基体的常规汽车钢板的情况下，碳的加入量被减至约0.003%，而且将其它杂质也减至最小量，以便提高成型性。随之而来的一些困难，就是在炼钢过程中必须进行特殊处理，如脱气处理，以及在冷轧和退火处理期间必须发展特定组织。
此外，使超低碳钢的低强度得以改善的多相钢被公开于美国专利4，854，976中。在这种钢中，加入大量Si、Mn、P、Al、及B，以便形成贝氏体组织和小于8%的残余奥氏体组织，由此将抗拉强度提高到50-70Kg/mm2。然而，由于贝氏体组织和残余奥氏体组织的变形能力不同，降低了成型性，因此，这种材料有限地用于不要求高成型性的汽车零件。
同时，用作电子器件外用板的钢板必须是不受磁场影响的，高强度和高成型性的无磁材料。因而，为此主要采用奥氏体不锈钢，但这种钢含昂贵的约8%的镍，同时由于在其制造期间变形产生的α′-马氏体的影响，其磁化率也不稳定。
多年来本发明人一直致力于研究如何克服常规汽车钢板及电子器件用钢钢板的缺点，并已成功地开发了一种有优越成型性及强度的奥氏体高锰钢。
直到目前，尚未发现用高锰钢来提供良好的成型性及强度的案例。
目前，高锰钢用于核聚变反应堆、用于防止静电荷的磁悬浮轨，以及作为无磁结构材料用于变压器（日本专利公开昭63-35758、64-17819、61-288052及60-36647）。此外，这种材料还作为无磁钢被用来作VTR某些部件及电子声频装置的部件（日本专利公开昭62-136557）。
然而，在这些无磁性高锰钢中，Al或不作为合金成分加入，或为脱氧、抗氧化、耐腐蚀、固溶强化及细化晶粒而最多仅加至4%（日本专利公开，昭60-36647、63-35758及62-136557）。
同时，同类组成体系的，与本发明相关的合金已公开于韩国专利29304中（相应的美国专利是4，847，046，日本专利是1，631，935），此专利已向发明人授权。
然而，在韩国专利29304中公开的合金体系只考虑其超低温强度和韧性，因而只用于低温用途。因此它与旨在改善成型性，强度及焊接性的本发明的钢是大不相同的。
因而，本发明的一个目的是提供一种奥氏体高锰钢及其制造工艺，其中，具有面心立方晶格的奥氏体Fe-Mn-Al-C钢具有高延伸率这一事实被用来产生适量的形变孪晶，由此改善成型性，强度和焊接性。
本发明的另一目的是提供一种奥氏体高锰钢及其制备工艺，其中，将一种固溶强化元素加到具有面心立方晶格的奥氏体Fe-Mn-Al-C中，以使形变孪晶进一步改善成型性，强度和焊接性。
结合附图来详述本发明的较佳实施方案可使本发明的上述目的及其它优点更为明确，在附图中：
图1是表示Mn和Al添加范围的曲线图;
图2是表示基于实验的成型性限度的曲线图;
图3是表示在本发明钢中形成形变孪晶的电子显微镜照片;
图4是显示在本发明另一实施方案中形变孪晶形成的电子显微镜照片;
图5是表示基于实验的成型性的曲线图;
图6是表示基于实验的焊点硬度变化曲线图。
本发明的钢含小于0.70%（重量）的C，并加入Mn和Al，以使其处于图1的A.B.C.D.和E所围成的范围中。其余部分是Fe和其它的不可避免的杂质，由此形成具有优越成型性，强度和焊接性的奥氏体高锰钢。
在长期研究和实验后，本发明人发现，即使本奥氏体高锰钢中的C、Mn和Al变化到某种程度，即使加入固溶强化元素，仍能得到成型性、强度和焊接性优良的高锰钢。基于这一事实，一项新发明就具体形成了，而且下面将详述此新发明。
本发明的钢由（重量%）小于1.5%的C、15.0-35.0%的锰及0.1-6.0%的Al和平衡量的Fe及不可避免的杂质构成。晶粒尺寸为40.0μm，成型性、强度和焊接性是优良的。
在另一实施方案中，本发明的钢由（重量%）小于1.5%的C、15.0-35.0%的Mn、0.1-6.0%的Al、一种或几种选自由小于0.60%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0.12%的N所构成的组中的元素、余量Fe和不可避免的杂质构成，而晶粒尺寸小于40.0μm，由此提供出一种成型性、强度和焊接性优越的奥氏体高锰钢。
本发明的高锰钢顺次经热轧和冷轧。
本发明的钢的制造工艺由如下工序构成：制备含（重量%）小于1.5%C，15.0-35.0%的Mn，0.1-6.0%的Al及余量为Fe及不可避免杂质的扁锭;以常规方法将该扁锭热轧成热轧钢板。或者冷轧该热轧钢板，然后在500-1000℃的温度下作5秒至20小时退火，由此获得成型性，强度和焊接性优越的奥氏体高锰钢。
另一选择是，本发明的钢的制造工艺由以下工序构成：制备含（重量%）小于1.5%的C、15.0-35.0%的Mn、0.1-6.0%的Al、一种或几种选自由小于0.60%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所构成组中的元素的扁锭、余量是Fe和其它不可避免的杂质，该扁锭经热轧轧成热轧钢板作为最终产品。或者任选地将此热轧钢板冷轧，然后在550-1000℃的温度下作5秒至20小时的退火，由此获得成型性、强度和焊接性优良的奥氏体高锰钢。
现在陈述选择合金元素及其添加范围的理由。
碳（C）通过提高堆垛层错能而抑制∈-马氏体的形成，并改善奥氏体的稳定性。然而如果其含量超过1.5%（重量），则因使其堆垛层错能变得过高而无孪晶可形成。另外，超过碳在奥氏体中的溶解限度则碳化物过量析出，从而危及了延伸率和成型性。因此希望碳含量小于1.5%。
Mn是提高强度和使奥氏体相稳定不可缺少的元素。然而，若其含量小于15.0%，就趋于存在α′-马氏体相，而若其含量超过35.0%则由于其添加效果的消除而抑制了孪晶的形成。因此希望将Mn含量限制在15.0-35.0%。
象C一样，铝（Al）增高使奥氏体相稳定的堆垛层错能，而且即使在如冷轧那样的急剧变形的条件下也不形成∈-马氏体，但有助于形成孪晶。因此，铝是改善冷加工性和压力成型性的重要无素。然而，如果其含量小于0.1%，尽管其强度提高，但形成∈-马氏体而降低延伸率，结果降低冷加工性和压力成型性。而若其含量超过6.0%，则堆垛层错能增加过大，以致由于完善的位错而产生滑移变形。因而希望铝含量应为0.1-6.0%。
如上所述，添加锰和铝抑制了α′-马氏体形成，及排除了由于完善的位错而导致形成∈-马氏体和滑移变形的可能性。因此限制此二元素以使形成因部分错位而形成孪晶。
Si是为脱氧及通过固溶强化提高强度而加的元素。如果其含量超过0.6%，脱氧效果就饱和了，而且在制造汽车时，油漆覆盖性被破坏，而在焊接时形成裂纹。因此希望Si含量限制在0.60%以下。
Cu是为改善耐蚀性及通过固溶强化提高强度而加的元素。如果其含量超过5.0%，则产生热脆以致影响热轧。因此，希望将Cu含量限制在5.0%以下。
Nb、V和Ti是为通过固溶强化改善强度而加的元素。如果Nb含量超过1.0%，则在热轧时形成裂纹，而若V含量超过0.5%，则形成低熔点化合物，从而削弱了热轧质量。而Ti与钢中的N反应析出氮化物，接着形成孪晶，从而改善强度及成型性。然而，若其含量大于0.5%，则形成过量的析出物，从而在冷轧时形成小裂纹，以及使成型性及焊接性变差。因此希望将Nb、V和Ti含量分别限于1.0%，0.5%及0.5%。
Cr和Ni是为通过使奥氏体相稳定而抑制α′-马氏体形成，及为通过固溶强化改善强度而加的元素。如果Cr含量低于9.0%，则奥氏体相稳定，并防止在加热扁锭及热轧时形成裂纹，由此改善热轧性。然而，若其含量超过9.0%，则大量产生α′-马氏体，从而削弱成型性。因此希望将Cr含量限制在9.0%以下。Ni改善延伸率，而且还改善诸如冲击强度之类的机械性能。但若其含量超过4.0%，则其添加效果饱和，因此考虑到经济方面的原因，其含量希望被限制到4.0%。
在凝固阶段，在热轧阶段及在冷轧后的退火阶段氮（N）与Al反应析出氮化物，从而在钢板压力面型时对产生孪晶起着核心的作用，由此改善了成型性和强度。然而，若其含量超过0.2%，则氮化物过量析出，从而有损于延伸率和焊接性。因此，希望将N含量限于0.2%以下。
现在对本发明的制造条件进行描述。
具备上述成分的钢要经过数道处理，如熔炼、连铸（或铸锭）以及热轧。结果得到用于卡车、大轿车及其它大型车辆的1.5-8mm厚的热轧钢板。
一种热轧钢板经冷轧和退火而成为厚度小于1.5mm的，主要用于摩托车辆的冷轧板。就退火热处理而言，无论是连续退火热处理还是箱式退火热处理都是可行的。然而，由于连续退火热处理在大规模生产中的经济特性而使之更为可取。
以通常的方式对本发明钢进行热轧，最好扁锭的再加热温度为1100-1250℃，而终轧温度应为700-1000℃。将用上述的1100-1250℃的热轧温度以使在短时间中对扁锭作均匀加热，以便改进加热效率。如果热轧的终轧温度过低，则生产率下降，所以，其下限应为700℃。热轧终轧温度的上限应为1000℃，因为在热轧过程中必须轧10个道次。
冷轧也以通常方式进行。在加工Fe-Mn-Al-C钢时，若退火温度低于500℃，则变形奥氏体晶粒就不能充分再结晶。进而在此情况下，轧后拉长的晶粒保持不变，那么尽管强度很高，但延伸率则变得过低。同时，若退火温度超过1000℃，奥氏体晶粒长到40.0μm以上，其结果是成型性下降。因而退火温度最好是限于500-1000℃。
若退火时间小于5.0秒，则热就不能传至冷轧板的内部，结果是不能形成完全的再结晶。另外，在此情况下，冷轧后的晶粒不变，结果有损于成型性。同时，若退火时间超过20小时，则由于此时间限制被违犯，结果形成粗大的碳化物，从而降低强度和成型性。因此最好将退火温度限于5秒至20小时。
在通过加入固溶强化元素来制造Fe-Mn-Al-C钢的情况下，出于上述同样理由希望将退火温度和退火时间分别限于550-1000℃和5.0秒至20小时。
使经本发明的合金设计-熔炼-连铸-热轧而制成的热轧钢板经冷轧和退火，以使奥氏体晶粒尺寸小于40μm，抗拉强度大于50Kg/mm2，而延伸率大于40%。
在本发明钢中若晶粒尺寸大于40μm，则成型性下降，因而应调整退火以使晶粒尺寸减小到40μm以下。
现在基于实际的实施例进一步详述本发明。
<实施例1>
真空熔炼具有下面表1成分的钢，再铸成30Kg的钢锭。然后进行固溶处理，进行开胚而形成厚25mm的钢胚。
将按上述方法制成的钢胚加热到1200℃，然后进行热轧，终轧温度为900℃。经此热轧处理后产生厚2.5mm的热轧板，然后将此热轧板冷轧成0.8mm厚。
在1000℃将此冷轧板退火15分钟，然后对每件试料作X-射线衍射检测。然后在室温下作相的体积百分数观察，结果示于下面的表1中。进而测量每个试料的导磁率，这也示于表1中。
然后，对试料检测抗拉强度、屈眼强度和延伸率的拉伸试验。切下拉伸试验后形成的拉伸试样的均匀延伸部分，对该部分作X-射线衍射试验以测量变形所引起的相的体积百分数。此数据列于下面的表2。
Figure 921152973_IMG1
表2
Figure 921152973_IMG2
如表1所示，本发明的钢1-12不形成∈-马氏体和α′-马氏体，而仅形成奥氏体相，因此它们应是非磁性钢。
同时，其成分中的Mn和Al与本发明的钢的成分不同的对比钢13-17则形成有磁性的α′-马氏体或形成∈-马氏体。
常规钢20和与本发明的成分相当的含大量锰和铝的对比钢18和19只有单一的奥氏体相，而且无磁性。通常是超低碳钢的常规钢21有铁素体相（α）并有磁性。
另一方面，在对比钢13-15和17的情况下，它们的抗拉强度高，但延伸率很低。这是因为锰和铝含量过低的缘故，因而经应变诱发转变产生∈-马氏体和α′-马氏体。
对比钢16的延伸率很低，这是因为铝含量过高（虽然锰含量相当低），从而经应变诱发转变形成了α′-马氏体，并缺乏孪晶。
对比钢18-19的抗拉强度和延伸率都低，这是因为锰和铝加得过多，结果经应变诱发转变不产生马氏体，也没有孪晶。
同时，作为普通不锈钢的常规钢有高的抗拉强度和高的延伸率。然而由于经应变诱发转变后形成了α′-马氏体而使之有磁性。同时，作为超低碳钢的常规钢21的抗拉强度显然比本发明的钢1-12低，这是因为常规钢21有铁素体相。
<实施例2>
对本发明的钢2和9、对比钢14和18、实施例1的常规钢21作成型性限度曲线试验，试验结果示于图2。
如图2所示，与常规超低碳钢21相比，本发明的钢2和9有优
越的成型性，这是因为在该形成物中形成了孪晶。对比钢14和18没有满意的成型性，因为它们未形成孪晶。
与此同时，如表2所示，符合本发明成分范围的本发明的钢1-12的屈服强度为19-26Kg/mm2，抗拉强度为50-70Kg/mm2，而延伸率是40-68%。本发明钢1-12的高延伸率归因于经拉伸变形后所形成的孪晶。这一事实可通过示于图3中的本发明的钢5的电子显微镜照片而被证实。
在图3中，白色部分为孪晶，而黑的部分为（基体）为奥氏体。
<实施例3>
真空熔炼具有表3成分的钢，再将其制成30Kg的锭。然后进行固溶处理，进行开胚而形成厚25mm的钢胚。将此钢胚加热至1200℃，进行热轧，终轧温度为900℃，由此产生厚2.5mm的热轧板。观察该热轧板的显微组织以测量奥氏体晶粒尺寸，实验结果列于下面的表3-A中。
测此热轧板的屈服强度，抗拉强度和延伸率。实验后，切下拉伸试验后的拉伸试样的均匀延伸部分进行X-射线衍射试验，由此测量相体积百分数，此试验的结果示于下面的表3-A中。
表3
Figure 921152973_IMG3
表3-A
Figure 921152973_IMG4
如上面表3-A中所示，按本发明的成分范围和本发明的轧制条件制成的热轧钢板22-31有优越的性能，即其抗拉强度为54-70Kg/mm2、延伸率超过40%，这是因为拉伸变形后形成了形变孪晶。
拉伸试验之后，钢22-31均为单-奥氏体相，而形变孪晶的晶格结构为与奥氏体相相应的面心立方结构，其结果是它们不能用X-射线衍射试验辨识。
另一方面，在热轧对比钢32、33和35的情况下，其抗拉强度高而延伸率低，这是因为锰和铝含量过低，结果导致经应变诱发转变而形成∈-马氏体和α′-马氏体。
对比热轧钢34和37的抗拉强度和延伸率均低，这是由于锰和铝含量过高，因而经应变诱发转变不仅不形成马氏体，而且还不形成孪晶。
同时，对比热轧钢36的屈服强度高，抗拉强度高，而延伸率低，这是因为碳含量过高，致使碳化物析出得太多。
进而，将此热轧板冷轧至0.8mm厚，再将此冷轧板于1000℃温度下退火15分钟。观察每块试料的显微组织以测量奥氏体晶粒尺寸。然后作拉伸试验以测量屈服强度、抗拉强度和延伸率。然后切下拉伸试验后的拉伸试样的均匀延伸部分，以对其作X-射线衍射试验。用此法测出相体积百分数，测量结果示于下面表3-B。
进而用电子显微镜观察列于表3-B中的本发明的钢24，观察结果示于图4。
表3-B
Figure 921152973_IMG5
如上面表3-B中所示，符合本发明成分的本发明钢22-31的抗拉强度为50-70Kg/mm2，这几乎是常规用钢38抗拉强度的2倍，其抗拉强度仅为38Kg/mm2，同时钢22-31的延伸率超过40%，而拉伸试验后的相为单一奥氏体相。
另一方面，对比钢32、33的抗拉强度高而延伸率低。这里因为锰和铝的含量过低，结果经应变诱发转变后形成∈-马氏体和α′-马氏体。
同时，对比钢34和37的抗拉强度和延伸率都低，这是因为锰和铝含量过高，结果在应变形诱发转变后没有马氏体相，也不能形成孪晶。
同时，对比钢36的屈服强度和抗拉强度高而延伸率低，这是由于碳含量过高而使碳化物析出过多。
同时，作为超低碳钢的常规用钢38的抗拉强度显著地比本发明的钢低，这是因为钢38有铁素体组织。
如上所述，符合本发明成分的本发明钢22-31的屈服强度为19-31Kg/mm2，抗拉强度为50-70Kg/mm2，延伸率为40-68%。本发明钢22-31的高延伸率归因于经拉伸变形后形成了孪晶。可用图4所示的本发明钢24的电子显微镜照片而证实。
在图4中，白色部分表示孪晶，而黑色部分表奥氏体组织（基体）。
<实施例4>
对实施例3的钢23和26，结比钢35和常用钢38作成型性限度检测，检测结果示于图5。
如图5附示，钢23和26的成型性优于作为超低碳钢的常用钢38，而对比钢35的成型性则比常用钢38差。这是因为本发明的钢23和26具有因形成孪晶而产生的优越的成型性，而对比钢35则形成∈-马氏体，从而降低了成型性。
<实施例5>
熔炼具有下面表4成分的钢、用其制成30Kg的锭。然后作固溶处理、再开成厚25mm的钢胚。
在表4中，在真空中熔炼本发明钢39-40、对比钢54-60，而对比钢61和含大量氮（N）的钢50-53则在普通气氛下熔炼。
将按上述方法制成的钢胚加热到1200℃，再在900℃的终轧温度下热轧，生产出厚2.5mm的热轧钢板。对这些热轧钢板作显微组织检查从而测出奥氏体晶粒尺寸。检查结果示于下面的表4-A中。
进而，对此热轧钢板作拉伸试验以确定屈服强度、抗拉强度和延伸率。进行拉伸试验后，切下拉伸试样的均匀延伸部分来作X-射线衍射试验，由此评定相的体积百分数。这些试验的结果示于表4-A。
表4
表4-A
Figure 921152973_IMG7
如表4-A所示，本发明的热轧钢板39-53的屈服强度为22-30Kg/mm2、抗拉强度为60-70Kg/mm2，而延伸率为40-60%。
进而，本发明的热轧钢板具有降至40μm的细小奥氏体晶粒尺寸，而它们即使经受拉伸变形后也不形成∈-马氏体和α′-马氏体，而保有全奥氏体相。本发明的钢39-53有高于40%的延伸率的原因是在拉伸变形时形成孪晶。
本发明的加入大量固溶强化元素，如Cr、Ni、Cu、Nb、V、Ti、N等的热轧钢板39-46及48-53的屈服强度和抗拉强度比本发明的只加入较少量固溶强化元素热轧钢板47的高。这是因为添加固溶强化元素导致了强度提高。
再有，本发明的加入大量氮的钢的热轧钢板50-53的屈服强度和抗拉强度比加入较少量氮的热轧钢板39-49的屈服强度和抗拉强度高。这是因为在凝固阶段，在热轧阶段及冷轧后的退火热处理阶段形成的铝的氮化物引起变形而形成孪晶的缘故。
同时，Cu和Si的添加量超过本发明的成分的对比热轧钢板58和60为单一奥氏体相，但其延伸率过低。这是因为在轧制时形成非金属夹杂和裂纹而使延伸率降低。
进而，Nb、V和Ti和加入量超过本发明的成分范围的对比热轧钢板55-57及59的延伸率很低，这是因为在钢中产生大量碳化物而降低了延伸率。
含Cr量大于本发明成分范围的对比热轧钢板54的强度高而延伸率过低，这是因为在拉伸变形后大量形成α′-马氏体。
含氮（N）量大于本发明成分范围的对比热轧钢板61的延伸率
低，这可能是因为氮化物析出过多。
将按上述方式加工成的热轧钢板冷轧至0.8mm厚，然后在1000℃的温度下退火15分钟。观察显观组织以确定奥氏体晶粒尺寸，再进行测如屈服强度、抗拉强度和延伸率的拉伸试验。拉伸试验后切下拉伸试样的均匀延伸部分以确定相的体积百分数，再用直径33mm的冲头作杯突试验以测量极限冲压率（LDR）。这些测试结果示于下面表4-B中。
在下面表4-B中，确定LDR值为LDR＝（胚料直径）/（冲头直径）。要求有高的成型性的奥氏体钢板的标准LDR已知为1.94。凭借此标准，基于钢板的LDR是否超过或低于1.94来评价成型性。
表4-B
Figure 921152973_IMG8
＊LDR 值＝ (胚料直径)/(冲头直径)
如表4-B中所示，本发明钢39-53的屈服强度为20-27Kg/mm2、抗拉强度为57-66Kg/mm2、延伸率为40-60%。
进而，本发明钢39-49不形成∈-马氏体或α′-马氏体，但有单相奥氏体组织，借此形成高稳定的钢。再者，其延伸率大于40%，还有优越的成型性。这归因于在拉伸变形时形成孪晶。
在本发明的钢中，大量加入如Cr、Ni、Cu、Nb、V、Ti、N等固溶强化元素的钢39-46及48-53有高于固溶强化元素加入量较小的本发明钢47的屈服强度和抗拉强度，这归因于固溶强化元素导致强度的提高。
再者，在本发明的钢中，大量加入氮的钢50-53的屈服强度和抗拉强度要比加氮量较小的本发明钢39-49的高。这是因为在凝固阶段，在热轧阶段及在冷轧后的退火热处理阶段，有与Al反应而生成的氮化物析出，以及铝的氮化物引起变形时形成细小孪晶。
同时，其中经超过本发明成分范围加入Cu和Si的对比钢58和60有单一奥氏体相，但其成型性不合要求。这是因为非金属夹杂和轧制时形成的细小裂纹削弱了成型性。
进而，超出本发明成分范围加入Nb、V和Ti的对比钢55-57及59的成型性不合格。这是因为钢中产生的碳化物降低了成型性。
超出本发明成分范围加入Cr的对比钢54的强度高但延伸率和成型性低。这是因为拉伸变形后大量形成α′-马氏体。
超过本以明范围加入氮（N）的对比钢61的延伸率和成型性变差，这是因为氮化物过量析出。
<实施例6>
如实施例5的表4中所示的本发明钢44按实施例5中的同样方法热轧和冷轧。然后按下面表5中的退火条件将此冷轧钢板退火。
退火后，对此冷轧钢板作显微组织检测，然后作拉伸试验以确定屈服强度，抗拉强度和延伸率。用直径33mm的冲头作杯突试验以确定成型性，这些试验的结果示于表5。
表5
Figure 921152973_IMG9
如表5中所示，满足本发明退火条件及符合本发明成分的本发明钢62-65有如下特征：退火后的奥氏体晶粒尺寸降到40μm以下，屈服强度、抗拉强度和延伸率高，而成型性优越。
另一方面，符合本发明成分但背离本发明退火条件的对比钢66-68则有如下特征，即，在退火温度低于本发明退火温度范围或退火时间短的情况下，奥氏体组织未再结晶，结果产生强度高，但延伸率和成型性过低。再一方面，在退火温度过高或退火时间过长的情况下，奥氏体晶粒粗大，结果延伸率改善，但由于在钢中形成碳化物而使成型性变差。
<实施例7>
按实施例6的方法热轧和冷轧实施例5表4中所示的本发明钢44和对比钢38，然后在1000℃的温度下使其退火15分钟。
然后，按以下条件对此经退火的钢板进行点焊：压力300kgf、焊接电流10KA、电流传导时间30周（60HZ）。然后以0.1mm的间隔，用100g的重量对焊接部分作硬度试验，其结果示于图6。
如图6所示，本发明钢44的焊接金属，热影响区及基体金属三个部分的维氏硬度值均为250，这证明本发明钢44有优越的焊接性。
本发明钢44为何具有如此优越的焊接性的原因在于：在热影响区上不产生脆性组织层。
另一方面，常规钢38的焊接金属和热影响区的维氏硬度约为500，
这比基体材料高得多。这证明其焊接性是不合格的，脆性相在焊接金属和热影响区形成。
根据上述的本发明，本发明钢的抗拉强度为50-70Kg/mm2，这是超低碳钢的2倍。因而汽车的自重可下降、汽车的安全性可提高。进而，由于溶解限度非常高，所以碳含量可提高到1.5%（重量），从而无需任何特殊处理，在冷轧过程中无需采取特殊措施来提高成型性。可制造出有优越成型性、强度和焊接性的奥氏体高锰钢。

Claims (12)

1、一种具有优越成型性、强度及焊接性的奥氏体高锰钢，其化学成分为：
小于0.70%(重量)的碳；
所加的Mn和Al不超出由附图1中所示的A、B、C、D、和E所围成的范围；
余量为Fe和其它不可避免的杂质。
2、如权利要求1所要求的具有优越成型性，强度及焊接性的奥氏体高锰钢，其中由形变孪晶改善成型性。
3、一种具有优越成型性、强度和焊接性的奥氏体高锰钢，该钢化学成分（重量%）为：
小于1.5%的C，15.0-35.0%的锰，0.1-6.0%的铝，余量为Fe和不可避免的杂质，而奥氏体晶粒尺寸小于40.0μm。
4、如权利要求3所要求的有优越成型性，强度和焊接性的奥氏体高锰钢，其中，由形变孪晶改善成型性。
5、一种具有优良成型性，强度和焊接性的奥氏体高锰钢，其化学成分（重量%）为：
小于1.5%的C、15.0-35.0%的Mn、0.1-6.0%的Al，一种或几种选自由小于0.60%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%Ni及小于0.2%的N所构成的组中的元素，余量为铁及其它的不可避免的杂质，而
奥氏体晶粒尺寸小于40μm。
6、如权利要求5所要求的有优越成型性、强度及焊接性的奥氏体高锰钢，其中成型性是由形变孪晶改善的。
7、一种具有优越成型性，强度和焊接性的奥氏体高锰钢的制造方法，它包括如下步骤：
制备化学成分（重量%）为小于1.5%的C，15.0-35.0%的锰，及0.1-6.0%的Al，余量为Fe及不可避免的杂质的扁钢锭，及用已知方法热轧该扁钢锭。
8、制造如权利要求4所要求的具有优越成型性，强度和焊接性的奥氏体高锰钢的方法，其中在1100-1250℃的温度下进行热轧，终轧温度为700-1000℃。
9、一种制造具有优越成型性，强度和焊接性的奥氏体高锰钢的方法，包括如下步骤：
制备化学成分（重量%）为小于1.5%的C，15.0-35.0%的Mu，0.1-6.0%的Al，及一种或几种选自由小于0.6%的Si，小于5.0%的Cn，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，余量为Fe及不可避免的其它杂质的扁钢锭，以及公知方法热轧上述扁锭。
10、制造如权利要求6所要求的有优越成型性，强度和焊接性的奥氏体高锰钢的方法，其中热轧温度为1100-1250℃，终轧温度为700-1000℃。
11、一种制造有优越成型性，强度及焊接性的高锰钢的方法，其步骤为：
制备化学成分（重量%）为小于1.5%的C、15.0-35.0%的Mn，0.1-6.0%的Al，余量为Fe及其它不可避免杂质的扁钢锭，
以公知方法热轧上述扁钢锭、冷轧热轧钢板，及
在500-1000℃的温度下将该冷轧钢板退火5秒至20小时。
12、一种制造有优越成型性，强度及焊接性的奥氏体高锰钢的方法，它包括步骤为：
制造化学成分（重量%）为小于1.5%的C，15.0-35.0%的Mn，0.1-6.0%的Al，一种或几种由小于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所构成组中的元素，余量为Fe和其它不可避免的杂质的扁钢锭，
用已知方法热轧上述扁钢锭，冷轧热轧钢板，及
在550-1000℃的温度下将冷轧钢板退火5秒至20小时。
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