CN112840042A

CN112840042A - 制造防震性和成型性优异的高锰钢材的方法及通过该方法制造的高锰钢材

Info

Publication number: CN112840042A
Application number: CN201880098648.3A
Authority: CN
Inventors: 赵原兑; 金应洙; 金成圭; 韩台教
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2018-10-18
Filing date: 2018-12-10
Publication date: 2021-05-25
Also published as: US20210381074A1; JP2022505375A; WO2020080602A1; JP7304415B2; KR102098501B1

Abstract

本发明涉及一种用于汽车用钢板或建筑用钢板等的钢材，更详细地，涉及一种可用于需要防震特性以降低噪音的地方的防震性和成型性优异的高锰钢材及制造该高锰钢材的方法。

Description

制造防震性和成型性优异的高锰钢材的方法及通过该方法制造的高锰钢材

技术领域

背景技术

近年来，对于汽车的制造或建筑材料等材料而言，降低噪音是制造商必须解决的问题。在汽车制造商的情况下，产生较大噪音的发动机部、油底壳等构件需要优异的机械特性，特别是需要防震特性。此外，在建筑材料的情况下，随着层间噪音管制的加强，作为包括公寓在内的多层建筑的底板，目前需要开发防震特性优异的钢材。

另外，高锰(Mn)防震钢是受到外部冲击时因ε-马氏体的界面滑动而使得噪声能量转化为热能，从而具有高防震特性和优异的机械性质的钢种，高锰(Mn)防震钢适用于如上所述的目的。

通常，就高锰防震钢而言，通过炼钢-连铸-热轧的工艺或在此添加冷轧工艺来制造热轧钢板或冷轧钢板，然后通过对该钢板应用后热处理来形成ε-马氏体和/或再结晶组织，以确保防震特性。

但是，为了确保防震特性而进行的后热处理工艺是通常在900℃以上的温度下进行超过10分钟的时间、优选进行60分钟以上的高成本的热处理，这是阻碍高锰防震钢被广泛使用的因素。

目前，对降低噪音的需求正在持续增加，目前需要开发一种在省略作为高成本的热处理的后热处理的情况下也可以同时实现防震特性和优异的成型性的钢材。

(专利文献1)韩国授权专利第10-1736636号

发明内容

要解决的技术问题

本发明的一个方面的目的在于提供一种制造防震特性和成型性优异的高锰钢材的方法及通过该方法制造的高锰钢材，其中，在提供高锰防震钢时，可以省略为了提高防震特性而必须进行的后热处理工艺，并且与以往相比，以更低廉的成本制造防震特性和成型性优异的高锰钢材。

本发明的技术问题并不受限于上述内容。本说明书的全部内容中记载了本发明的附加技术问题，本发明所属技术领域的技术人员在由本发明的说明书中记载的内容理解本发明的附加技术问题方面没有任何困难。

技术方案

本发明的一个方面提供一种防震性和成型性优异的高锰钢材的制造方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：在1150-1350℃的温度下加热钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.1％以下、锰(Mn)：8-30％、硅(Si)：3.0％以下、磷(P)：0.1％以下、硫(S)：0.02％以下、氮(N)：0.1％以下、钛(Ti)：1.0％以下(0％除外)、硼(B)：0.01％以下、余量的Fe和其它不可避免的杂质；将加热的所述钢坯进行热精轧以制造热轧钢板；以及将所述热轧钢板冷却至700℃以下，其中，所述热精轧在满足以下关系式1的温度(FDT(℃))下进行。

[关系式1]

FDT(℃)≥928+(480×C)+(450×N)+(0.9×Mn)+(65×Ti)

(其中，各元素表示重量含量。)

本发明的另一个方面提供一种防震性和成型性优异的高锰钢材，所述钢材通过上述制造方法制造，并且所述钢材具有上述合金组成，微细组织包含面积分数为90％以上的ε-马氏体相和余量的奥氏体相，并且是完全再结晶组织。

有益效果

根据本发明，即使省略提高现有的高锰防震钢的防震性所需的后热处理工艺，也可以提供一种防震性和成型性优异的高锰钢材。

此外，本发明中通过省略所述后热处理工艺，可以以相对低廉的成本提供高锰防震钢，因此在经济方面具有技术效果，并且具有可以广泛应用于需要防震特性的领域中的效果。

附图说明

图1是本发明的一个实施例中的根据FDT(℃)示出发明钢和比较钢的在900(m/(m×10^-6))的应变率下的损耗率值的图表。

图2是示出本发明的一个实施例中的发明钢和比较钢的在200-900(m/(m×10^-6))的应变率下的损耗率值的图表。

图3是示出本发明的一个实施例的发明钢的微细组织的照片。

图4是示出本发明的一个实施例的发明钢和比较钢的XRD测量结果的图。

图5是示出通过悬臂方法测量相对于应变率的损耗率的方法的图。

最佳实施方式

本发明人确认了在现有的高锰防震钢的情况下，需要应用高成本的热处理(又称为后热处理工艺)以提高防震特性，这最终不仅大幅增加制造成本，而且在广泛使用方面存在局限性。

因此，本发明人深入研究了即使省略高成本的热处理也可以同时实现防震特性和优异的成型性的方法。其结果，确认了通过控制合金组成并优化制造工艺，可以使钢中的ε-马氏体相的分数最大化，因此仅通过一系列的热轧工艺也可以提供防震特性和成型性优异的钢材，从而完成了本发明。

以下，对本发明进行详细说明。

本发明的一个方面的制造防震性和成型性优异的高锰钢材的方法中，可以准备具有后述的合金组成的钢坯，然后对该钢坯进行热轧和冷却来制造高锰钢材。

首先，为了获得本发明中所期望的高锰钢材，对限制合金组成的理由进行详细说明。此时，除非特别提及，否则各元素的含量表示重量含量(重量％)。

碳(C)：0.1％以下

碳(C)是稳定钢中的奥氏体并有利于确保强度的元素。但是，当碳的含量超过0.1％时，溶解的C的分数过度增加，从而损害热加工性，并且防震性可能会大幅降低。

因此，本发明中可以含有0.1％以下的C，并且即使包含0％的C，也可以确保所期望的物理性能。

锰(Mn)：8-30％

锰(Mn)是稳定地确保奥氏体和ε-马氏体组织的必要元素。在本发明中，为了在不进行单独的热处理工艺的情况下确保一定分数以上的ε-马氏体相，需要含有8％以上的所述Mn。但是，当锰的含量超过30％时，反而增加制造成本，而且在对大量的Mn进行精炼的过程中磷(P)的含量增加，从而成为板坯产生裂纹的原因。此外，随着Mn的含量增加，对板坯进行加热时发生过度的内部晶界氧化，从而在钢的表面引发氧化物缺陷，并且在之后的镀覆时，存在表面特性差的问题。

因此，本发明中可以包含8-30％的Mn，更有利地，可以包含14-20％的Mn。

硅(Si)：3.0％以下

硅(Si)是固溶强化的元素，硅通过固溶效果来减小晶体粒度，因此有利于提高屈服强度。但是，当这种Si的含量增加时，热轧时在钢板表面形成硅化合物，因此酸洗性变差，并且热轧钢板的表面质量降低。此外，当过度添加Si时，焊接性大幅降低。

因此，本发明中可以含有3.0％以下的Si，并且即使包含0％的Si，也可以确保所期望的物理性能。

磷(P)：0.1％以下和硫(S)：0.02％以下

磷(P)和硫(S)是炼钢时不可避免地含有的元素，磷(P)和硫(S)的含量尽可能低是有利的。其中，当P的含量超过0.1％时，引发偏析(segregation)，从而降低钢的加工性，当S的含量超过0.02％时，形成粗大的硫化锰(MnS)，从而引起诸如凸缘裂纹(flange crack)的缺陷，并且存在损害钢板的成型性，特别是损害扩孔性的问题。

因此，本发明中可以含有0.1％以下的P和0.02％以下的S。

氮(N)：0.1％以下

氮(N)是形成氮化物的元素，当氮的含量超过0.1％时，溶解的N的分数过度增加，从而损害热加工性和伸长率，并且降低防震性。

因此，本发明中含有0.1％以下的N，并且即使包含0％的N，也可以确保所期望的物理性能。

钛(Ti)：1.0％以下(0％除外)

钛(Ti)是与碳结合形成碳化物的元素，所形成的碳化物抑制晶粒的生长，因此有利于晶体粒度的微细化。此外，Ti与C、N形成化合物，从而具有净化(scavenging)效果，因此有利于提高防震性。当这种Ti的含量超过1.0％时，过量的钛偏析在晶界，从而引发晶界脆化，或者形成粗大的析出相，从而损害抑制晶粒生长的效果。

因此，本发明中可以包含1.0％以下的Ti，并且0％除外。

硼(B)：0.01％以下

与Ti一同添加硼(B)时，在晶界形成高温化合物，因此具有防止晶界裂纹的效果。但是，当这种B的含量超过0.01％时，形成硼化合物，导致表面特性变差，因此不优选。

因此，本发明中可以含有0.01％以下的B，并且即使包含0％的B，也可以确保所期望的物理性能。

本发明的钢材以上述的组成含有各元素，当复合添加C和N时，C和N的含量之和(C+N，重量％)优选为0.1％以下。

所述C和N是间隙固溶元素，当C和N与Ti等结合形成碳氮化物时，可以提高防震性能，但C和N的含量之和超过0.1％时，溶解的C或溶解的N的分数增加，从而降低热加工性和伸长率，并且降低防震性，因此不优选。

因此，当复合添加所述C和N时，可以含有含量之和为0.1％以下的C和N。

另外，本发明的钢材中除了包含上述合金组成之外，还可以包含附加元素，以提高物理性能。

作为一个方面，还可以包含镍(Ni)：0.005-2.0％和铬(Cr)：0.005-5.0％中的一种以上。

镍(Ni)：0.005-2.0％

镍(Ni)是有助于确保高温延展性的有效的元素。为了获得上述效果，可以含有0.005％以上的Ni，随着Ni的含量增加，在耐延迟断裂和防止板坯裂纹等的方面也有效。但是，所述Ni是高价的元素，考虑到这种情况，可以含有2.0％以下的Ni。

铬(Cr)：0.005-5.0％

铬(Cr)在热轧或退火工艺时与外部的氧反应，优先在钢的表面形成厚度为20-50μm的Cr系氧化膜(Cr₂O₃)，因此防止钢中含有的Mn、Si等溶出到表层。因此，铬(Cr)有助于钢表层组织的稳定化，并且具有提高镀覆表面特性的效果。为了获得上述效果，可以含有0.005％以上的Cr，但Cr的含量超过5.0％时，形成碳化铬，反而降低加工性和耐延迟断裂特性，因此不优选。

因此，本发明中添加Cr时，可以含有0.005-5.0％的Cr。

作为另一个方面，还可以包含铌(Nb)：0.005-0.5％、钒(V)：0.005-0.5％和钨(W)：0.005-1.0％中的一种以上。

铌(Nb)：0.005-0.5％

铌(Nb)是与钢中的碳结合形成碳化物的元素，可以获得提高强度或粒度微细化的效果。通常，铌(Nb)在比Ti低的温度下形成析出相，因此铌(Nb)是晶粒尺寸的微细化和析出相的形成所带来的析出强化效果大的元素。此外，铌(Nb)降低溶解的C的分数，因此还具有提高防震性的效果。

为了上述效果，可以含有0.005％以上的Nb。但是，当Nb的含量超过0.5％时，过量的Nb偏析在晶界，从而引发晶界脆化，或者形成粗大的析出相，从而降低抑制晶粒生长的效果。此外，在热轧工艺时延迟再结晶，因此存在轧制负荷增加的问题。

因此，本发明中添加Nb时，可以含有0.005-0.5％的Nb。

钒(V)：0.005-0.5％和钨(W)：0.005-1.0％

钒(V)和钨(W)是与C、N结合形成碳氮化物的元素，本发明中上述元素在低温下形成微细的析出相，因此析出强化效果大。此外，降低溶解的C和溶解的N的分数，因此具有提高防震性的效果。

为了上述的效果，可以分别含有0.005％以上的V和W，但V超过0.5％或者W超过1.0％时，析出相过度粗大化，从而降低抑制晶粒生长的效果，并且成为导致热脆性的原因。

因此，在本发明中，当添加V时，可以添加0.005-0.5％的V，当添加W时，可以添加0.005-1.0％的W。

本发明的其余成分是Fe。但是，在通常的制造过程中可能从原料或周围环境不可避免地混入不期望的杂质，因此不能完全排除这些杂质。这些杂质对于通常的制造过程的技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中不特别提及其所有内容。

准备具有如上所述的合金组成的钢坯，然后可以对该钢坯进行加热，此时，可以经过在1150-1350℃的温度范围内加热的步骤。

对所述钢坯进行加热时的温度过低时，在后续的热轧时可能会产生过大的轧制负荷，因此可以在至少1150℃以上进行加热。

另外，在本发明中，奥氏体晶粒尺寸(grain size)越大，则越可以提高作为最终微细组织的ε-马氏体相的分数，所述加热时的温度高是有利的。此外，所述加热温度越高，则越可以有利地进行后续的热轧工艺。但是，在本发明中，由于含有大量的Mn，在过高的温度下进行加热时，发生严重的内部氧化，从而存在表面质量变差的问题，因此可以在1350℃以下进行所述加热，更有利地，可以在1300℃以下进行所述加热。

可以将如上所述加热的钢坯进行热轧以制成热轧钢板。此时，优选在满足以下关系式1的温度(FDT(℃))下进行热精轧。

[关系式1]

FDT(℃)≥928+(480×C)+(450×N)+(0.9×Mn)+(65×Ti)

(其中，各元素表示重量含量。)

所述关系式1是通过多次实验得出的式，并且是制造本发明中所期望的防震性和成型性优异的高锰钢材的重要的因素。

具体地，在本发明中，通过在超过发生完全再结晶的温度的温度下进行热精轧，可以诱导奥氏体晶粒的生长和再结晶以使其具有充足的尺寸，因此可以在后续的冷却和/或收卷工艺中稳定地确保ε-马氏体相。

当所述热精轧时的温度低于由所述关系式1得出的温度时，难以诱导奥氏体晶粒的生长和再结晶，因此不能充分地形成ε-马氏体相作为最终微细组织，并且形成未再结晶组织，因此防震性可能会差。

此外，所述热精轧时的总压下率可以为80％以上，更优选可以为90％以上。当所述热精轧时的总压下率为80％以上时，可以充分地确保再结晶驱动力。

可以将如上所述制造的热轧钢板进行冷却，此时，优选冷却至700℃以下。

当所述冷却时的终止温度超过700℃时，形成过多的氧化皮(scale)，因此需要过多的工艺以去除氧化皮，并且存在粉尘引起的空气污染等问题的同时阻碍后加工，因此不优选。

在本发明中，也可以冷却至常温，在这种情况下，与通过现有的后热处理工艺制造的高锰防震钢相比，具有确保更优异的防震性的效果(参考以下[表3])。

因此，在本发明中，优选地，所述冷却时在700℃以下终止冷却，更优选在500℃以下终止冷却，进一步优选在常温至300℃的温度范围内终止冷却。如上所述，冷却终止温度越低，则残留的奥氏体的量越减少，因此在最终微细组织中确保ε-马氏体相方面更有利。

另外，所述冷却可以通过常规的水冷(例如，10℃/秒以上的冷却速度)进行，当冷却终止温度为常温至300℃时，可以通过快速冷却来确保冷却终止温度。对所述快速冷却时的冷却速度不作特别限定，但作为一个实例，可以以50℃/秒以上的冷却速度进行，但是考虑到设备规格，可以以200℃/秒以下进行。

其中，对常温不作特别限定，但表示20-35℃左右。

在本发明中，在完成所述冷却后，还可以在该温度下进行收卷工艺，考虑到钢材的厚度等，可以选择性地进行所述收卷工艺。

通过完成上述冷却工艺获得的本发明的高锰钢材包含面积分数为90％以上的ε-马氏体相，并且是完全再结晶组织，即完全不包含未再结晶组织，因此可以确保高的防震特性和成型性。

以下，对本发明的另一个方面的防震性和成型性优异的高锰钢材进行详细说明。

所述本发明的高锰钢材可以通过上述的制造工艺获得，而且具有前面描述的合金组成，因此用已描述的内容来代替所述钢材的合金组成。

本发明的高锰钢材的微细组织优选由面积分数为90％以上(包括100％)的ε-马氏体相和余量的奥氏体相组成。特别地，本发明是完全不包含未再结晶组织的完全再结晶组织，因此可以确保优异的防震性，更优选地，可以包含95％以上的所述ε-马氏体相。

如上所述，本发明的高锰钢材包含高分数的ε-马氏体相，并且通过完全再结晶有效地去除残留位错(dislocation)，因此，当施加外部冲击时，ε-马氏体相增加冲击能转化为热能的比例，从而有助于提高阻尼(damping)性能。

另外，本发明的高锰钢材的微细组织不包含除了上述相(phase)之外的任何相，例如，完全不包含α'-马氏体相。

特别地，本发明中即使省略了现有的制造高锰防震钢时进行的高成本的热处理，也可以形成充足的分数的ε-马氏体相，并且可以确保优异的成型性。因此，与现有的高锰防震钢相比，本发明的高锰钢材具有在经济方面有利的技术效果。

以下，通过实施例对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，以下实施例仅用于例示本发明以进行更详细的说明，并不用于限制本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导出的内容决定。

具体实施方式

(实施例)

根据下表2中示出的条件，将具有下表1的合金组成的钢坯进行加热-热轧-冷却，以制造各热轧钢板。此时，为了进行比较，对特定的钢种进行后热处理，在1000℃下进行所述后热处理30分钟后进行空冷。

[表1]

[表2]

之后，测量所制造的各热轧钢板的机械物理性能和微细组织，并将其结果示于下表3中。

此时，为了测量机械物理性能，制成JIS 5号拉伸试片，然后测量屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和伸长率(T-El和U-El)。此外，利用X射线衍射(X-ray diffraction，XRD)测量微细组织，并且对于各相(phase)的分数，由各相的峰(peak)强度(intensity)得出各相的分数。

并且，如图5所示，通过悬臂方法测量相对于200-900(m/(m×10^-6))的应变率的损耗率。此时，在900(m/(m×10^-6))的应变率下的损耗率值(X_n＝(1/π)ln(X_n/X_n+1))示于下表3中。

[表3]

(表3中，α'-M表示α'-马氏体，γ表示奥氏体，ε-M表示ε-马氏体相。)

如所述表1至表3所示，满足本发明中提出的合金组成和制造条件，特别是在满足本发明中提出的关系式1的温度下进行热精轧并在700℃以下终止冷却的发明钢1至发明钢6中均形成95％以上的ε-马氏体相，因此可以确保优异的防震性。

此外，所述发明钢1至发明钢6的总伸长率均超过40％，因此可以确认还具有优异的成型性。

可知发明钢1至发明钢6具有与现有的进行后热处理的高锰防震钢(参考比较钢5)相等或其以上的防震性和成型性。

另一方面，在不满足本发明的制造条件(关系式1等)的比较钢1至比较钢4以及比较钢6至比较钢9的情况下，形成α'-马氏体相，从而防震性差，而且还确保小于40％的总伸长率，因此成型性也差。

图1是根据FDT(℃)示出各试片的在900(m/(m×10^-6))的应变率下的损耗率值的图表。

如图1所示，只有在满足本发明的关系式1的温度下进行热精轧的发明钢1至发明钢6显示出0.05以上的损耗率，可知发明钢1至发明钢6具有与进行后热处理的比较钢5相等或其以上的效果。

图2是示出一部分试片的在200-900(m/(m×10^-6))的应变率下的损耗率值的图表。

如图2所示，在发明钢的情况下，可以确认应变率越高，则损耗率越增加，可知发明钢具有与进行后热处理的比较钢5相等或其以上的效果。另一方面，在比较钢的情况下，可以确认即使应变率增加，损耗率也不超过0.020。

图3是示出发明钢4的微细组织的照片，可以确认微细组织大部分由ε-马氏体相形成。

图4是示出发明钢6和比较钢6的XRD测量结果的图。

如图4所示，可以确认在比较钢6中观察到α'-马氏体相的峰(peak)，另一方面，在发明钢6中仅观察到ε-马氏体相的峰和奥氏体相的峰，并且ε-马氏体相的强度更大。

Claims

1.一种防震性和成型性优异的高锰钢材的制造方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：

在1150-1350℃的温度下加热钢坯，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.1％以下、锰(Mn)：8-30％、硅(Si)：3.0％以下、磷(P)：0.1％以下、硫(S)：0.02％以下、氮(N)：0.1％以下、钛(Ti)：1.0％以下且0％除外、硼(B)：0.01％以下、余量的Fe和其它不可避免的杂质；

将加热的所述钢坯进行热精轧以制造热轧钢板；以及

将所述热轧钢板冷却至700℃以下，

其中，所述热精轧在满足以下关系式1的温度(FDT，℃)下进行，

[关系式1]

FDT(℃)≥928+(480×C)+(450×N)+(0.9×Mn)+(65×Ti)

其中，各元素表示重量含量。

2.根据权利要求1所述的防震性和成型性优异的高锰钢材的制造方法，其中，以80％以上的总压下率进行所述热精轧。

3.根据权利要求1所述的防震性和成型性优异的高锰钢材的制造方法，其中，在常温至300℃下终止所述冷却。

4.根据权利要求1所述的防震性和成型性优异的高锰钢材的制造方法，其中，所述冷却后包含面积分数为90％以上的ε-马氏体相。

5.根据权利要求1所述的防震性和成型性优异的高锰钢材的制造方法，其中，在所述冷却后，还包括收卷的步骤。

6.根据权利要求1所述的防震性和成型性优异的高锰钢材的制造方法，其中，以重量％计，所述钢坯还包含镍(Ni)：0.005-2.0％和铬(Cr)：0.005-5.0％中的一种以上。

7.根据权利要求1所述的防震性和成型性优异的高锰钢材的制造方法，其中，以重量％计，所述钢坯还包含铌(Nb)：0.005-0.5％、钒(V)：0.005-0.5％和钨(W)：0.005-1.0％中的一种以上。

8.一种防震性和成型性优异的高锰钢材，所述钢材通过权利要求1至7中任一项所述的制造方法制造，以重量％计，所述钢材包含：碳(C)：0.1％以下、锰(Mn)：8-30％、硅(Si)：3.0％以下、磷(P)：0.1％以下、硫(S)：0.02％以下、氮(N)：0.1％以下、钛(Ti)：1.0％以下且0％除外、硼(B)：0.01％以下、余量的Fe和其它不可避免的杂质，

微细组织由面积分数为90％以上的ε-马氏体相和余量的奥氏体相组成，并且是完全再结晶组织。

9.根据权利要求8所述的防震性和成型性优异的高锰钢材，其中，以重量％计，所述钢材还包含镍(Ni)：0.005-2.0％和铬(Cr)：0.005-5.0％中的一种以上。

10.根据权利要求8所述的防震性和成型性优异的高锰钢材，其中，以重量％计，所述钢材还包含铌(Nb)：0.005-0.5％、钒(V)：0.005-0.5％和钨(W)：0.005-1.0％中的一种以上。