一种含稀土高锰冷轧钢板及其制造方法技术领域
本发明属于高锰冷轧钢领域，具体涉及一种含稀土高锰冷轧钢板及其
制造方法，其屈服强度在450～650MPa，抗拉强度在980～1100MPa，延伸
率在50％以上，延迟开裂性能良好，适用于形状复杂的汽车结构件和安全
件，以及其它相关领域。
背景技术
提高钢板的强度以减薄钢板的厚度是近年来钢板的一种发展趋势，大
量使用强度在780MPa级别以上的超高强度钢板替代传统汽车用钢，是汽
车实现“减重节能、提高安全性和降低制造成本”的最佳材料解决方案，对
建设低碳社会意义重大。汽车重量每减轻10％，可节约燃油消耗5％～8％，
同时可相应减少CO2温室气体以及NOx、SO2等污染物的排放。
传统的超高强度钢在实现高强度的同时带来了塑性和成形性能的明
显下降，难以满足汽车工业未来对高成形性汽车用超高强度钢的需求。以
相变强化为主的先进高强度汽车用钢的开发和应用已经成为世界各大钢
铁公司研究的主流课题之一。通过在钢中加入一定量的奥氏体稳定化元素
如C、Mn、Cu等获得相当比例的奥氏体组织，以大幅度提高材料的机械
性能，已经成为汽车用钢发展的一个重要方向。特别是高C、Mn含量的
全奥氏体钢，其抗拉强度达到1000MPa时，延伸率可达50％以上。然而，
这类高锰全奥氏体钢都存在较为严重的延迟开裂风险，即在冷变形后，材
料容易因自身含H或者从环境吸收H而导致一定时间后发生开裂。延迟
开裂问题是严重的安全隐患，如不能有效解决，将无法在汽车行业实现应
用。
目前，在高锰钢中改善延迟开裂的方法主要有添加V、Al等合金元素。
对于高锰钢延迟开裂性能的改善是一个研究热点，相关制造专利较多，但
是这些发明基本都集中于采用V、Al都成分设计，这些元素的添加在冶金
上都存在各自的问题。V的作用不稳定，控制难度较大，在工业化使用上
存在较大问题；Al的作用稳定，工业化前景较好，但是Al大量添加给冶
炼、连铸带来了较大的技术难点。
国际专利WO1993013233(A1)公开了一种具备优越成形性能、强度和
焊接性的高锰奥氏体钢及其制造方法，其成分为C：≤1.5％、Mn：
15.0-35.0％、Al：0.1-6.0％，并可能加入Si、Cu、Nb、Ti、Ni、N等其它
元素，其余为Fe和杂质。该发明钢为全奥氏体组织，晶粒度小于40μm，
成形性能优越，延伸率可达50％以上，然而其屈服强度最高仅为300MPa
左右，抗拉强度最高仅为600MPa左右，对于汽车用超高强钢来说，强度
较为不足。
美国专利US20120288396(A1)公开了一种超高延性的奥氏体钢，其成
分为Mn：8～16％，Cu：≤3％，C：满足33.5C+Mn≤25和33.5-Mn≥22，并
可能加入Cr、Ti、Nb、N等其它元素，余为Fe和杂质，该发明中钢的奥
氏体分数在99％以上，屈服强度300～630MPa，延伸率30％左右，对于汽
车用钢，Cu的加入对于控制成本较为不利，且30％左右的延伸率与传统
高强钢相变也不具备明显优势。
国际专利WO2006048034(A1)公开了一种高强度TWIP钢及采用薄带
连铸生产方法，其成分为：C：0.003～1.3％，Mn：18～30％，Ni≤10％，Si≤8％，
Al≤10％，Cr≤10％，N≤0.6％，Cu≤3％，另有V、Ti、Mo、Nb、B等元素。
该发明钢为TWIP钢，屈服强度340～580MPa，抗拉强度700～1100MPa，
延伸率30～65％，但该发明中，钢的Mn含量偏高，且加入3％以上的Al
和Si，在炼钢、连铸等方面会存在较大问题。薄带连铸产品的表面质量控
制难度较大，在汽车用钢方面的推广问题较多。
国际专利WO2009084792(A1)公开了一种高强度抗延迟开裂高Mn钢
及其制造方法，其成分为：C：0.3～0.9，Mn：15～25％，Si≤0.1～2％，Al：
0.01～4％，Cr≤10％，N≤0.6％，Cu≤3％，另外，可能加入V、Ti、Mo、Nb、
Cr、W等元素，该发明中，钢的抗拉强度在920MPa以上，延伸率≥55％。
该发明钢性能优越，但是Mn含量偏高，成本控制较为不利。
中国专利200810239893.X公开了一种P强化的TWIP钢及其制备工
艺，其成分为：C：0.01～0.08，Mn：15～35％，Si≤1～6％，Al：1～6％，P：
0.062～0.2％，余为Fe及杂质，该发明中钢的抗拉强度610～915MPa，屈服
强度225～610MPa，延伸率45～85.5％，钢的成形性能优越，但屈服强度和
抗拉强度偏低，较难满足未来汽车用超高强度钢的要求。另外，采用P强
化的高强钢在与其它钢种进行焊接时也有较大困难。
稀土元素一般在钢铁冶金中用于改善夹杂物形态、净化钢质，是性能
优良的储氢材料，其对H元素有很好的固化作用，采用加入稀土元素来改
善高锰钢抗延迟开裂性能尚未见报道。
发明内容
本发明的目的是提供一种含稀土高锰冷轧钢板及其制造方法，获得的
钢板屈服强度在450～650MPa，抗拉强度在980～1100MPa，延伸率在50％
以上，室温微观组织为全奥氏体，延迟开裂性能良好，强度高，成形性高。
为了达到上述目的，本发明的技术方案是：
一种含稀土高锰冷轧钢板，其成分重量百分比为：C：0.4～0.8％，
Si≤0.5％；Mn：14～20％；RE：0.05～0.15％；P≤0.020％；S≤0.012％；Al：
1.0～2.0％；N：0.01～0.03％；其余为Fe及不可避免的杂质；且满足，
Mn+20×C≥30％；Al+5×RE≥1.8％。
优选的，在所述钢板的成分中，C：0.5～0.7％；Mn：15～18％；Al：
1.0～1.5％，以重量百分比计。
进一步，所述不可避免的杂质中Si≤0.5％，优选Si≤0.1％。
本发明的含稀土高锰冷轧钢板，其室温微观组织是全奥氏体，屈服
强度在450～650MPa，抗拉强度在980～1100MPa，延伸率在50％以上。
在本发明的化学成分设计中：
C：是钢中最有效的奥氏体稳定化元素，可有效提高材料层错能，抑
制奥氏体相变，从而提高奥氏体稳定性。在高锰钢中，加入适量的C，可
在相同的奥氏体稳定性水平下，显著降低Mn含量，从而降低材料成本。
Mn：是有效的奥氏体稳定化元素。在高锰钢中，Mn的作用与C类似，
可有效提高材料层错能，降低马氏体转变温度Ms，提高奥氏体稳定性。
另外，与普通碳钢中Mn的作用不同，在高锰奥氏体钢中，Mn含量的提
高会导致材料强度的降低，因此，在确保材料奥氏体稳定性的前提下，需
要尽量降低Mn含量。
Mn+20×C≥30wt.％：由于C和Mn都能起到稳定奥氏体，实现全奥氏
体组织的作用，因此C和Mn可以在一定程度上相互补偿。本发明通过大
量试验数据分析，确认当Mn和C的加入量满足关系式Mn+20×C≥30wt.％
时，可以确保本发明钢中奥氏体具有足够的稳定性，以实现室温微观组织
为全奥氏体。
Al：可有效改善材料的抗延迟开裂性能。但是Al的加入会显著恶化
钢材的冶炼和连铸性能，极易导致连铸时堵水口。而且在冶炼和连铸过程
中，大量Al2O3的形成会降低钢液流动性，以导致卷渣、板坯开裂等问题。
在确保材料延迟开裂性能合格的前提下，Al含量需要尽量降低。
RE：为混合稀土。一般认为RE(稀土)在钢中的作用仅仅是改善夹
杂物形态、净化钢质、提高材料强度。但是在本发明钢中，RE起到了更
加重要的作用。一方面，RE是良好的吸氢材料，可与H反应形成稳定的
氢化物，从而降低材料内的可扩散H含量，提高材料抗延迟开裂性能。高
锰奥氏体钢板的延迟开裂问题是制约其产业化的最严重的因素。已有的高
锰奥氏体钢为了提高材料的延迟开裂性能，不得不在钢种加入大量的Al，
虽然实现了延迟开裂性能的明显改善，但是也带来了炼钢、铸造性能的显
著恶化，严重影响了TWIP钢的可制造性。在本发明钢中，通过RE可与
Al复合添加，使Al+5×RE≥1.8wt.％；可以在不降低材料延迟开裂性能的
前提下，降低Al的加入量，同时起到提高材料机械性能的作用。另一方
面，二次冷轧是提高高锰奥氏体钢强度的有效方法，但是高锰奥氏体钢加
工硬化能力很高，二次冷轧通常会带来塑性的明显下降。添加RE可有效
推迟孪晶生成，从而降低材料变形初期的加工硬化能力，提高材料的冷加
工后塑性，有利于材料进行二次冷加工生产。
Si：在高锰钢中，Si会降低奥氏体稳定性，对于保持完全奥氏体组织
不利，因此在本发明中，Si作为一种杂质元素，含量限制在0.5％以下，
优选Si≤0.1％。
P：有一定的固溶强化作用，但是P的加入会显著恶化材料塑性，降
低焊接性能。在本发明中将P作为杂质元素，尽量控制在低水平。
S：作为杂质元素其含量尽量控制在较低的水平。
N：作用与C类似，是有效的奥氏体稳定化元素。在高锰钢中，提高
N含量有利于增加奥氏体稳定性，提高材料性能，本发明中N含量控制在
0.01～0.03％。
本发明的含稀土高锰冷轧钢板的制造方法，包括如下步骤：
1)冶炼、铸坯
按上述成分电炉冶炼，连铸成板坯；
2)热轧
板坯加热，加热温度1170～1230℃；然后热轧，终轧温度为1000±30
℃；卷取温度650～850℃；
3)冷轧
酸洗，冷轧，冷轧变形量30～60％；
4)退火
在连续退火炉中退火，退火温度T为650～800℃，退火时间t为
60～180s，且退火温度和退火时间的组合符合如下关系：
1900≤Tlgt≤2200，发生奥氏体再结晶，最后稳定至室温。
本发明获得的钢板室温微观组织为100％奥氏体；再结晶分数为
80～95％；屈服强度在450～650MPa，抗拉强度在950～1100MPa，延伸率在
50％以上。
在本发明钢的再结晶退火中，增加退火温度和退火时间都有利于元素
扩散，促进奥氏体的再结晶过程。因此退火温度和退火时间之间存在一定
程度的互相补偿作用。本发明通过大量试验数据分析，确认当退火温度T
和退火时间t满足关系式1900≤Tlgt≤2200时，可以确保退火后获得合适
的全奥氏体再结晶组织，以确保本发明钢的性能。
本发明的钢为全奥氏体组织，不存在其它类型相变，采用热轧高温加
热炉保温的作用为降低轧制负荷、使铸坯成分均匀化。
本发明的制造方法中，采用连续退火的原因是，罩式炉退火时间长，
一般超过6h，易造成高锰奥氏体钢中发生碳化物析出，奥氏体稳定性下降，
从而影响本发明钢的最终组织性能。因此，与罩式炉退火相比，连续退火
具有组织、性能优越、生产效率高、节能等明显优势，本发明采用连续退
火生产，退火过程中，高锰钢完成变形组织的再结晶过程，获得再结晶分
数80～95％的全奥氏体最终组织。
本发明的有益效果：
本发明采用C、Mn、Al、RE成分设计方案，不添加昂贵的合金元素，
即可获得材料成本低廉、产品可制造性好、性能优越的高Mn冷轧全奥氏
体钢产品。在高锰钢中添加稀土元素，利用稀土元素的储氢性能，有效降
低材料中的Al含量，在获得较好抗延迟开裂性能的同时，材料的冶炼、
连铸性能显著改善。添加RE还可有效推迟孪晶生成，从而降低材料变形
初期的加工硬化能力，提高材料的冷加工后塑性，有利于材料进行二次冷
加工生产。本发明钢采用电炉冶炼、连铸、热轧、酸洗冷轧、连退生产方
式，生产效率高、产品性能均匀性好。
本发明通过适当的成分设计和冷轧-连退工艺控制，就可以实现
950MPa以上的抗拉强度和50％以上的延伸率。
本发明的钢在汽车安全结构件中将具有较好的应用前景，特别适合于
制造形状非常复杂、对成形性能要求很高的车辆结构件和安全件，如车门
防撞杆、保险杠及B柱等。
附图说明
图1为本发明实施例7与比较例2在冷轧变形条件下的延伸率变化数
据。
具体实施方式
以下结合具体实施例对本发明作进一步说明。
本发明实施例的成分经冶炼、热轧、冷轧、退火和平整后得产品，其
中成分如表1所示，退火工艺及力学性能情况如表2所示，图1为本发明
实施例7与比较例2在冷轧变形条件下的延伸率变化数据。
从表1可看出，本发明经过适当的成分设计及工艺配合，得到的含稀
土高锰冷轧钢板室温微观组织为100％奥氏体；再结晶分数为80～95％；屈
服强度在450～650MPa，抗拉强度在950～1100MPa，延伸率在50％以上，
延迟开裂性能良好的超高强度冷轧钢板。
图1数据说明本发明的RE加入有助于减缓钢板在冷轧变形下延伸率
下降的程度，有利于进行二次冷轧加工后仍保持较高的成形性。
表1 单位：重量百分比
序号
C
Mn
Al
RE
N
P
S
Si
实施例1
0.5
18
1.3
0.1
0.024
0.015
0.003
0.19
实施例2
0.8
12
1.2
0.15
0.018
0.005
0.005
0.13
实施例3
0.8
13
2.0
0.05
0.014
0.004
0.003
0.02
实施例4
0.4
19
1.1
0.15
0.027
0.016
0.012
0.11
实施例5
0.5
18
1.8
0.05
0.028
0.009
0.005
0.15
实施例6
0.7
14
1.4
0.10
0.026
0.013
0.008
0.25
实施例7
0.6
16
1.2
0.15
0.028
0.010
0.002
0.07
实施例8
0.6
15
1.5
0.10
0.020
0.007
0.006
0.09
实施例9
0.4
20
1.6
0.05
0.021
0.017
0.005
0.50
实施例10
0.6
16
1.3
0.10
0.017
0.009
0.002
0.16
实施例11
0.7
15
1.0
0.20
0.010
0.014
0.010
0.08
实施例12
0.8
14
1.5
0.10
0.011
0.006
0.010
0.05
实施例13
0.7
15
1.1
0.15
0.013
0.007
0.005
0.17
实施例14
0.6
16
1.4
0.10
0.027
0.004
0.003
0.38
实施例15
0.8
13
1.7
0.05
0.015
0.003
0.003
0.06
实施例16
0.6
17
1.9
0.05
0.016
0.020
0.004
0.16
比较例1
0.6
16
-
-
0.011
0.017
0.008
0.08
比较例2
0.6
16
1.2
-
0.028
0.013
0.006
0.25
比较例3
-
20
3.0
-
-
-
-
3.0
比较例4
0.5
18
2.3
-
-
-
-
-
表2