锰钢产品的热处理方法和具有特定合金的锰钢产品与流程

本发明涉及锰钢产品的热处理方法，所述锰钢产品也称为中锰钢产品。其还涉及在特定方法范围内进行热处理的锰钢产品的特定合金。本发明要求2014年12月1日提交的欧洲专利申请ep14195644.1的优先权。组成、合金以及生产工艺中的热处理都对钢产品的性质具有显著影响。已知热处理过程中的加热、保持和冷却能够对钢产品的最终结构产生影响。此外，如已经指出的，钢产品的合金化组成也当然起重要作用。合金钢中的热力学和材料相关关系非常复杂，取决于许多参数。已经认识到，机械性质和变形性可以受钢产品结构中的不同相和微结构的组合的影响。根据组成和热处理，可以形成铁素体、珠光体、残余奥氏体(也称为“残留奥氏体”)、退火马氏体相(也称为“回火马氏体”)、马氏体相和贝氏体微结构，特别是在钢产品中。钢合金的性质尤其取决于微观视野中不同相的比例、微结构及其结构排列。这些相和微结构中的每一个具有不同的性质。因此，具有几个此类相和微结构的钢合金具有明显不同的机械性质。根据特定的要求曲线，使用不同的钢，例如用于汽车工程。数十年前，在车体构造的汽车行业中，通常使用伸拉钢(例如if钢)，其显示良好的变形性，但是仅具有在120n/mm2至400n/mm2范围内的低强度。if表示“无间隙”，即，该if钢仅具有低含量的包埋在间隙空间中的合金化元素。现在的钢合金的重要成分是锰(mn)。以重量％计的锰含量经常在2.5％～12％的范围内。因此，将这些涉及所谓的中锰钢，其也称为中等锰钢。此类中锰钢通常特征在于由铁素体、马氏体和奥氏体组成的结构。在该基质中，奥氏体主要作为第二相或第三相沉积在晶界处。奥氏体具有增加强度的效果。对于中锰钢而言，马氏体比例通常最大为80体积％～90体积％。由于这种矛盾结构的组合，中锰钢具有相对低的屈服强度和高拉伸强度，这有利于成型过程。图1示出了经典的高度示意性的图，其中将断裂伸长率绘制为相对于以mpa为单位的拉伸强度(也称为延展性)的百分比。以mpa为单位的拉伸强度允许叙述关于材料的较低屈服强度。图1的图综述了目前使用的钢的强度等级。通常，适用以下说明：钢合金的屈服强度越高，该合金的断裂伸长率越低。简单来说，可以说断裂伸长率随拉伸强度的增加而降低，反之亦然。因此，对于每种应用，必须找到断裂伸长率和拉伸强度之间的最佳折中。图1允许说明不同钢材料的强度和变形性之间的关系。已经提到的中锰钢在由附图标记1表示的区域中示意性地概括。附图标记1表示的区域包括mn含量为3重量％～7重量％、碳含量为的中锰钢。由于常规的中锰钢经受两步热处理，因此其是复杂的。为了在中锰钢的情况下提高拉伸强度(例如约950mpa～1250mpa)，例如，这些钢与锰合金化以获得马氏体相。然而，不幸的是，必须同时接受显着降低的延展性。具有1200mpa的高拉伸强度的中锰钢通常具有仅为2％～8％的伸长率。trip钢由附图标记2表示，所谓的hd钢标有参考附图标记3。trip代表“相变诱导塑性”。hd代表高延展性。在汽车行业，使用了许多不同的钢合金，每种钢合金已经针对其在车辆上的各自应用领域进行了专门的优化。在内外板、结构件和减震器的情况下，使用具有良好能量吸收的合金。用于车辆外皮的钢板相对“软”，例如具有低于140mpa的屈服强度。此类合金具有较低的拉伸强度和较高的断裂伸长率。减震器的钢合金例如具有在的范围内的断裂伸长率。例如，trip钢(图1中的附图标记2)适合于此目的。对于旨在发生事故时防止车辆部件进入的钢屏障(例如用于侧面碰撞保护)，使用具有基本上大于1000mpa的高拉伸强度的钢合金。在这种情况下，例如，新一代高强度ahsshd钢是合适的。ahsshd代表“高级高强度钢高延展性”。这些ahsshd钢例如具有在1.2重量％～3.5重量％范围内的中等锰含量和0.05重量％～0.25重量％的碳含量(c)。通过介绍性说明指出了非常复杂的关系，往往只有在另一方面做出妥协的情况下才能在一方面实现有利的性质。最重要的是，第三代现代钢产品的形成可能会出现问题。尤其是，认为含有马氏体的钢在冷轧过程中需要高轧制力是不利的。此外，在冷轧过程中在含马氏体的钢中能够形成裂纹。专家评估反复证实，具有高拉伸强度的钢合金必须放弃有用的断裂伸长率。因此，目的在于提供一种回火(热处理)方法和相应制造的钢产品，所述钢产品具有高拉伸强度，并且其断裂伸长率适合用于汽车行业和用于钢产品的变形性重要的其它领域中。优选地，本发明的钢产品具有显着大于1200mpa的拉伸强度rm(也称为最小强度)。优选地，拉伸强度应甚至应该大于1400mpa。最小伸长率(a80)应为10％-20％。优选地，本发明的钢产品应允许在深拉工艺中的加工能力。根据本发明，工艺和合金化概念的组合提供了具有超细结构和良好机械形成能力的多相钢产品。根据本发明，本发明钢产品的合金具有平均含锰量，这意味着锰含量在3.5重量％≤mn≤6重量％的范围内。在所有实施方式中，锰比例优选在4重量％≤mn≤6重量％的范围内。本发明的多相钢产品形成异质系统或异质结构。为了了解相互关系并提供合适的合金以及特殊的温度处理方法，对许多样品进行x射线检查、tem检查、ebsd检查以及通过光学显微镜检查。本发明的钢产品优选具有根据本发明的微结构，其包含奥氏体、贝氏体以及马氏体，并且显著降低比例的铁素体。与贝氏体相相比，铁素体相相对软。用更强和更细小(纳米尺寸)的贝氏体相替代软的铁素体相或基质使得可以提供具有突出特性的钢产品。最重要的是，用贝氏体替代铁素体相或基质会导致孔膨胀性质的显著增加。在所有实施方式中本发明的钢产品优选具有一定比例的贝氏体微结构，其显著大于钢产品的5体积％。贝氏体微结构的比例特别优选在10体积％～80体积％的范围内。特别已经确定比例在范围内的贝氏体微结构。特别优选的是贝氏体微结构的特征在于其具有非常细小的结构，并且其不包含或仅包含少量的碳化物。所有实施方式中的残余奥氏体含量优选显著小于30体积％。优选给出残余奥氏体含量小于10体积％的实施方式。根据本发明，本发明的钢产品优选具有与奥氏体微结构至少成比例的结构或区域。在所有实施方式中，奥氏体微结构的比例优选在钢产品的5至20体积％的范围内。根据本发明，本发明的钢产品优选成比例地具有奥氏体晶粒，奥氏体晶粒在钢产品的结构中以各向同性方式(即，与方向无关)分布。在所有实施方式中奥氏体晶粒的体积分数优选小于5％。在所有实施方式中奥氏体晶粒的尺寸优选小于1μm。根据本发明，在所有实施方式中本发明的钢产品优选具有一定比例的马氏体，该比例低于拉伸强度高于1000mpa的其它钢合金。在先前已知的高强度钢合金的情况下，马氏体含量通常为虽然可以预期本发明的钢产品的这种较低的马氏体含量具有负面影响，但是根据本发明的钢产品的机械性质和深拉能力出人意料地优良。根据本发明的钢产品的拉伸强度rm在1400mpa的范围内，显著高于具有常规的高马氏体含量的钢合金可提供的拉伸强度。根据本发明的钢产品的微结构的特征在于，相对低的马氏体含量是板条马氏体的形式。发现这些细马氏体板条对本发明的拉伸强度具有正面影响。根据本发明，本发明的钢产品包含具有铁素体的成比例的结构或区域。优选地，在所有实施方式中，这些结构或区域的比例在钢产品的小于50体积％的范围内。铁素体相的体积分数为15％至30％，其中铁素体相形成bcc晶格(bcc代表体心立方)，并且具有低的偏移密度。铁素体相的晶粒通常具有略微各向异性的延伸。本发明的钢产品的所有实施方式涉及所谓的下贝氏体。此类下贝氏体的特征特别在于，由于贝氏体形成的温度较低，碳扩散不充分。这导致根据本发明的钢合金中的碳过饱和，其显现为细小的碳化物沉淀。在板条结构内存在这些沉淀可以通过tem研究来证明。本发明的钢产品的碳含量通常相当低。这意味着本发明中的碳含量在0.02重量％≤c≤0.35重量％的范围内。特别优选的实施方式是其中碳含量在以下范围之一的实施方式：a.0.05≤c≤0.22重量％，或者b.0.09≤c≤0.18重量％。根据本发明，钢产品的合金包括al和si组分。优选在所有实施方式中al+si的比例在≤4重量％的范围内。优选地，适用以下条件：al+si<3重量％。以指定重量百分比特别添加al和si，出人意料地导致拉伸强度的改善，同时断裂伸长率增加。尤其是，al和si的共混物还促进了贝氏体的形成。如已经提到的，贝氏体微结构对钢产品合金的正面性能有显著影响。al和si也用于抑制贝氏体中的碳化物形成，这进一步改善合金的正面性能。在所有实施方式中，al和si的比例也可以如下更精确地定义：si≤0.5重量％，并且al≤3重量％。根据本发明，钢产品的合金优选地包含根据下式的al和si组分：si+al≤1重量％。根据本发明，钢产品的合金优选具有磷含量。在所有实施方式中p的比例优选≤0.03重量％。根据本发明，钢产品的合金优选具有铜含量。在所有实施方式中在所有实施方式中cu的比例优选≤0.1重量％。根据本发明，本发明的钢产品优选具有小比例的nb(至少成比例)，以降低ms温度。ms表示马氏体起始温度。在所有实施方式中nb的比例优选小于0.4重量％。以此方式可以在工业生产过程中控制贝氏体转变。该贝氏体转变发生在根据本发明的温度处理过程中，主要是在所谓的第二次保持期过程中和随后的第二冷却过程中。根据本发明，本发明的钢产品至少成比例地优选具有小比例的ti(至少成比例)。在所有实施方式中ti的比例优选小于0.2重量％。根据本发明，本发明的钢产品具有小比例的v(优选至少成比例)。在所有实施方式中，v的比例优选小于0.1重量％。具有指定重量百分比的钢产品的所述结构通过特定的温度处理实现，其导致在具有贝氏体微结构的多相钢产品中的受控转变和结构形成。这种温度处理在本文中被称为整体(en-bloc)温度处理，因为它仅包括一个连续进行的处理过程。这意味着本发明的整体温度处理不会发生中断或暂停(在所述中断或暂停后钢产品必须重新加热)。因此，本发明不需要常规的art退火处理。art代表“奥氏体逆转变”。所描述的合金令人惊奇地导致钢产品具有期望的性质，尽管它们仅通过根据权利要求1的方法步骤进行整体温度处理。该特定形式的整体温度处理对形成钢产品的特定超细结构具有显著影响。钢产品薄层(lamellae)之间的距离非常小。形成板条样形态，或者钢产品的微结构呈现出板条样形态，其中板条的宽度优选在10nm～350nm的范围内。存在较高比例的位错，这进而导致钢产品的较高强度。根据本发明，钢产品的结构或微结构由整体温度处理的特定有效形式特别地控制和确定。优选地，所述整体温度处理包括快速加热至在820℃±20℃范围内的第一保持温度的阶段。约810℃的第一保持温度已经证明是特别成功的。钢产品在第一次保持温度范围内保持第一时间阶段(第一保持时间)后，进行快速冷却阶段。在该快速冷却过程中，达到第二保持温度，并且在第二保持温度的范围内进行中间保持阶段(第二保持时间)。第二保持温度为350℃～450℃。优选地，在所有实施方式中，第二保持温度在380℃～450℃的范围内。钢产品在第二保持温度区域保持第二时间阶段后，进行另一个快速冷却阶段。在所有实施方式中，快速冷却期优选具有大于-30k/秒的冷却速率。特别优选的是大于-50k/秒的冷却速率。这些快速冷却速率对本发明的钢产品的微结构具有有利的影响。本发明的整体温度处理用于避免马氏体或铁素体基质的负面影响，同时产生具有所需性质的新型微结构。在所有实施方式中第一临时保持阶段的最大持续时间优选为5分钟。在所有实施方式中第二临时保持阶段的最大持续时间优选为10分钟。优选地，第一保持时间短于第二保持时间。贝氏体转变可以通过在所述温度窗口内和在随后的快速冷却过程保持在第二保持温度的范围内来进行。钢产品的微结构的特征在于其优选包含：-细小的板条样贝氏体，-具有高位错密度的铁素体相，其中，所述板条的宽度优选在10nm至100nm的范围内，并且其中较高比例的位错导致位移移动受阻。此外，本发明的钢产品优选具有超细晶粒尺寸，晶粒尺寸为2μm～3μm。已经显示出细小的板条形状的贝氏体(优选为下贝氏体)改善本发明钢产品的强度。本发明的钢产品具有宽度为10nm～350nm的贝氏体板条。优选地，在大多数实施方式中，板条的宽度为10nm～100nm。这些贝氏体板条在本文中也称为纳米细小板条，由于所述特殊整体温度处理而形成。具有高位错密度的铁素体相起着重要作用，因为它们增加了本发明的钢产品的伸长率和成形能力。由于特殊开发的合金组成和奥氏体、贝氏体和马氏体或铁素体的精确协调的结构分数，实现了特别好的性质，同时钢产品的成形能力处于机器可处理的范围内。优选地，本发明用于提供冷轧扁平产品(例如线圈)形式的冷轧钢产品。本发明也可以用于例如生产薄片或线和线产品。与许多其它工艺方法相比，本发明的方法的优点在于能耗更低，更快，且更经济有效。尤其是本发明的优点在于不需要art热处理。art表示“奥氏体逆转变”。本发明的进一步有利的实施方式形成从属权利要求的主题。附图说明以下参考附图更详细地描述本发明的示例性实施例。图1是其中对于各种钢而言断裂伸长率绘制为相对于拉伸强度(mpa)的百分比的高度示意图；图2是作为本发明钢产品的制造的一部分使用的独特温度处理的示意图。具体实施方式根据本发明，主题涉及超细多相中锰钢产品，其包含马氏体、铁素体和残余奥氏体区或相以及可选的贝氏体微结构。这意味着本发明的钢产品的特征在于具有特定结构群集，也被称为多相结构。当强调不涉及成品钢产品而是在多阶段生产工艺中的初步或中间产品时，下文部分是指钢(中间)产品。这种生产工艺的起点通常是熔体。在下文中，给出了熔体的合金组成，因为在制造工艺的这一侧上，可以相对精确地影响合金组成(例如通过添加诸如硅等成分)。在正常情况下，钢产品的合金组成与熔体的合金组成仅略微不同。术语“相”通过其成分分数的组成、焓含量和体积等来定义。在钢产品中不同相由相界彼此分离。相的“组分”或“组分”可以是化学元素(如mn、ni、al、fe、c等)或中性的分子样聚集体(如fesi、fe3c、sio2等)或带电的分子样聚集体(如fe2+、fe3+等)。数量或比例的规格在这里以重量百分比(简称重量％)进行，除非另有说明。如果对合金或钢产品的组分给出规格，除了明确列出的材料或物质之外，组合物还包含铁(fe)作为基础材料和所谓的不可避免的杂质，这些杂质总是存在于熔融浴中，并且也出现在所产生的钢产品中。因此，所有重量％规格总是补充到100重量％，所有体积％规格总是补充到总体积的100％。本发明的中锰钢产品都具有锰含量在3.5重量％～6重量％范围内的锰含量，其中所述界限属于该范围，即锰含量在3.5重量％≤mn≤6重量％的范围内。在所有实施方式中锰含量优选在4重量％≤mn≤6重量％的范围内。此外，以下范围内的碳含量c为0.02重量％≤c≤0.33重量％。当制备锰钢产品时，执行以下步骤，尤其是，这些步骤不必然立即彼此相继。在提供根据本发明的合金的过程中，向起始量的铁添加在0.02重量％≤c≤0.35重量％范围内的碳组分c和在3.5重量％≤mn≤6重量％范围内的锰含量mn。相应的程序是充分已知的。在由此获得的合金的进一步加工的框架内，采用特别有效的退火工艺(称为整体温度处理)。在此使用词语整体”强调，与许多替代方法相比，不需要两步退火或温度处理。在执行整体退火工艺时，进行以下部分步骤(在此参考图2)：将钢(中间)产品的e1加热到第一保持温度t1，即在820℃±20℃的范围内，○将钢(中间)产品加热e1至在820℃±20℃范围内的第一保持温度(t1)，○在所述第一保持温度(t1)将所述钢产品第一保持h1第一保持期δ1，○将所述钢产品快速第一冷却a1至在350℃～450℃范围内的第二保持温度t2，○在所述第二保持温度t2的范围内将所述钢产品第二保持h2第二保持期δ2，○执行缓慢第二冷却a2。在所有实施方式中第一临时保持阶段h1的最大持续时间优选为5分钟。在所有实施方式中第二临时保持阶段h2的最大持续时间优选为10分钟。在所有实施方式中保持期h2可以在盐浴中进行。特别优选的实施方式是其中适用以下的那些：δ1+δ2<15分钟并且δ1<δ2。在所有实施方式中第一冷却a1可以在空气流中或通过使用冷却流体来实现。在所有实施方式中，第二冷却a2可以在空气流中进行。然而，本发明的钢产品也可以放置在单独的环境中(例如在退火单元中)，以便将其保持在那里较长的时间(例如，在300℃至450℃)。在这种情况下，时间δ2相应地延长。在所有实施方式中，快速冷却a1的阶段优选具有大于-30k/秒的冷却速率。特别优选大于-50k/秒的冷却速率a1。这些快速冷却速度对本发明的钢产品的微结构具有有利的影响。从图中可以看出，更快的第一冷却a1以比较慢的第二冷却a2的冷却速率高的冷却速率进行。优选地，第二冷却在所有实施方式中沿着渐近曲线a2*进行，其近似渐近线asy(见图2)。优选地，在所有实施方式中在较慢的第二冷却a2或a2*后，留下钢产品线圈自身，从而其能够自身缓慢地冷却。根据本发明，优选提供下述钢产品，其按比例包含以下混合物：○al+si含量≤4重量％，和/或○nb含量≤0.4重量％，和/或○ti含量≤0.2重量％，和/或○v含量≤0.1重量％，和/或○p含量≤0.03重量％，和/或○cu含量≤0.1重量％。根据本发明，钢产品优选包含比例大于钢产品的5重量％的贝氏体微结构，其中贝氏体微结构的比例优选在的钢产品的10体积％～70体积％的范围内。微结构的比例特别优选在的范围内。根据本发明，优选下述钢产品，其包括小于钢产品的30体积％的残余奥氏体含量，其中残余奥氏体含量优选小于钢产品的10体积％。根据本发明，优选下述钢产品，其具有比例在钢产品的5体积％～20体积％范围内、特别是2体积％～10体积％的奥氏体微结构。根据本发明，优选下述钢产品，其包含体积含量优选小于钢产品总体积的5％的奥氏体晶粒。这些奥氏体晶粒优选具有小于1μm的最大尺寸。附图标记列表中锰钢1trip钢2hd回火3第一冷却a1第二冷却a2渐近线asy第一保持期δ1第二保持期δ2加热e1第一保持h1第二保持h2第一保持温度t1第二保持温度t2当前第1页12