錳鋼產品的熱處理方法和具有特定合金的錳鋼產品與流程

本發明涉及錳鋼產品的熱處理方法，所述錳鋼產品也稱為中錳鋼產品。其還涉及在特定方法范圍內進行熱處理的錳鋼產品的特定合金。本發明要求2014年12月1日提交的歐洲專利申請ep14195644.1的優先權。組成、合金以及生產工藝中的熱處理都對鋼產品的性質具有顯著影響。已知熱處理過程中的加熱、保持和冷卻能夠對鋼產品的最終結構產生影響。此外，如已經指出的，鋼產品的合金化組成也當然起重要作用。合金鋼中的熱力學和材料相關關系非常復雜，取決于許多參數。已經認識到，機械性質和變形性可以受鋼產品結構中的不同相和微結構的組合的影響。根據組成和熱處理，可以形成鐵素體、珠光體、殘余奧氏體(也稱為“殘留奧氏體”)、退火馬氏體相(也稱為“回火馬氏體”)、馬氏體相和貝氏體微結構，特別是在鋼產品中。鋼合金的性質尤其取決于微觀視野中不同相的比例、微結構及其結構排列。這些相和微結構中的每一個具有不同的性質。因此，具有幾個此類相和微結構的鋼合金具有明顯不同的機械性質。根據特定的要求曲線，使用不同的鋼，例如用于汽車工程。數十年前，在車體構造的汽車行業中，通常使用伸拉鋼(例如if鋼)，其顯示良好的變形性，但是僅具有在120n/mm2至400n/mm2范圍內的低強度。if表示“無間隙”，即，該if鋼僅具有低含量的包埋在間隙空間中的合金化元素。現在的鋼合金的重要成分是錳(mn)。以重量％計的錳含量經常在2.5％～12％的范圍內。因此，將這些涉及所謂的中錳鋼，其也稱為中等錳鋼。此類中錳鋼通常特征在于由鐵素體、馬氏體和奧氏體組成的結構。在該基質中，奧氏體主要作為第二相或第三相沉積在晶界處。奧氏體具有增加強度的效果。對于中錳鋼而言，馬氏體比例通常最大為80體積％～90體積％。由于這種矛盾結構的組合，中錳鋼具有相對低的屈服強度和高拉伸強度，這有利于成型過程。圖1示出了經典的高度示意性的圖，其中將斷裂伸長率繪制為相對于以mpa為單位的拉伸強度(也稱為延展性)的百分比。以mpa為單位的拉伸強度允許敘述關于材料的較低屈服強度。圖1的圖綜述了目前使用的鋼的強度等級。通常，適用以下說明：鋼合金的屈服強度越高，該合金的斷裂伸長率越低。簡單來說，可以說斷裂伸長率隨拉伸強度的增加而降低，反之亦然。因此，對于每種應用，必須找到斷裂伸長率和拉伸強度之間的最佳折中。圖1允許說明不同鋼材料的強度和變形性之間的關系。已經提到的中錳鋼在由附圖標記1表示的區域中示意性地概括。附圖標記1表示的區域包括mn含量為3重量％～7重量％、碳含量為的中錳鋼。由于常規的中錳鋼經受兩步熱處理，因此其是復雜的。為了在中錳鋼的情況下提高拉伸強度(例如約950mpa～1250mpa)，例如，這些鋼與錳合金化以獲得馬氏體相。然而，不幸的是，必須同時接受顯著降低的延展性。具有1200mpa的高拉伸強度的中錳鋼通常具有僅為2％～8％的伸長率。trip鋼由附圖標記2表示，所謂的hd鋼標有參考附圖標記3。trip代表“相變誘導塑性”。hd代表高延展性。在汽車行業，使用了許多不同的鋼合金，每種鋼合金已經針對其在車輛上的各自應用領域進行了專門的優化。在內外板、結構件和減震器的情況下，使用具有良好能量吸收的合金。用于車輛外皮的鋼板相對“軟”，例如具有低于140mpa的屈服強度。此類合金具有較低的拉伸強度和較高的斷裂伸長率。減震器的鋼合金例如具有在的范圍內的斷裂伸長率。例如，trip鋼(圖1中的附圖標記2)適合于此目的。對于旨在發生事故時防止車輛部件進入的鋼屏障(例如用于側面碰撞保護)，使用具有基本上大于1000mpa的高拉伸強度的鋼合金。在這種情況下，例如，新一代高強度ahsshd鋼是合適的。ahsshd代表“高級高強度鋼高延展性”。這些ahsshd鋼例如具有在1.2重量％～3.5重量％范圍內的中等錳含量和0.05重量％～0.25重量％的碳含量(c)。通過介紹性說明指出了非常復雜的關系，往往只有在另一方面做出妥協的情況下才能在一方面實現有利的性質。最重要的是，第三代現代鋼產品的形成可能會出現問題。尤其是，認為含有馬氏體的鋼在冷軋過程中需要高軋制力是不利的。此外，在冷軋過程中在含馬氏體的鋼中能夠形成裂紋。專家評估反復證實，具有高拉伸強度的鋼合金必須放棄有用的斷裂伸長率。因此，目的在于提供一種回火(熱處理)方法和相應制造的鋼產品，所述鋼產品具有高拉伸強度，并且其斷裂伸長率適合用于汽車行業和用于鋼產品的變形性重要的其它領域中。優選地，本發明的鋼產品具有顯著大于1200mpa的拉伸強度rm(也稱為最小強度)。優選地，拉伸強度應甚至應該大于1400mpa。最小伸長率(a80)應為10％-20％。優選地，本發明的鋼產品應允許在深拉工藝中的加工能力。根據本發明，工藝和合金化概念的組合提供了具有超細結構和良好機械形成能力的多相鋼產品。根據本發明，本發明鋼產品的合金具有平均含錳量，這意味著錳含量在3.5重量％≤mn≤6重量％的范圍內。在所有實施方式中，錳比例優選在4重量％≤mn≤6重量％的范圍內。本發明的多相鋼產品形成異質系統或異質結構。為了了解相互關系并提供合適的合金以及特殊的溫度處理方法，對許多樣品進行x射線檢查、tem檢查、ebsd檢查以及通過光學顯微鏡檢查。本發明的鋼產品優選具有根據本發明的微結構，其包含奧氏體、貝氏體以及馬氏體，并且顯著降低比例的鐵素體。與貝氏體相相比，鐵素體相相對軟。用更強和更細小(納米尺寸)的貝氏體相替代軟的鐵素體相或基質使得可以提供具有突出特性的鋼產品。最重要的是，用貝氏體替代鐵素體相或基質會導致孔膨脹性質的顯著增加。在所有實施方式中本發明的鋼產品優選具有一定比例的貝氏體微結構，其顯著大于鋼產品的5體積％。貝氏體微結構的比例特別優選在10體積％～80體積％的范圍內。特別已經確定比例在范圍內的貝氏體微結構。特別優選的是貝氏體微結構的特征在于其具有非常細小的結構，并且其不包含或僅包含少量的碳化物。所有實施方式中的殘余奧氏體含量優選顯著小于30體積％。優選給出殘余奧氏體含量小于10體積％的實施方式。根據本發明，本發明的鋼產品優選具有與奧氏體微結構至少成比例的結構或區域。在所有實施方式中，奧氏體微結構的比例優選在鋼產品的5至20體積％的范圍內。根據本發明，本發明的鋼產品優選成比例地具有奧氏體晶粒，奧氏體晶粒在鋼產品的結構中以各向同性方式(即，與方向無關)分布。在所有實施方式中奧氏體晶粒的體積分數優選小于5％。在所有實施方式中奧氏體晶粒的尺寸優選小于1μm。根據本發明，在所有實施方式中本發明的鋼產品優選具有一定比例的馬氏體，該比例低于拉伸強度高于1000mpa的其它鋼合金。在先前已知的高強度鋼合金的情況下，馬氏體含量通常為雖然可以預期本發明的鋼產品的這種較低的馬氏體含量具有負面影響，但是根據本發明的鋼產品的機械性質和深拉能力出人意料地優良。根據本發明的鋼產品的拉伸強度rm在1400mpa的范圍內，顯著高于具有常規的高馬氏體含量的鋼合金可提供的拉伸強度。根據本發明的鋼產品的微結構的特征在于，相對低的馬氏體含量是板條馬氏體的形式。發現這些細馬氏體板條對本發明的拉伸強度具有正面影響。根據本發明，本發明的鋼產品包含具有鐵素體的成比例的結構或區域。優選地，在所有實施方式中，這些結構或區域的比例在鋼產品的小于50體積％的范圍內。鐵素體相的體積分數為15％至30％，其中鐵素體相形成bcc晶格(bcc代表體心立方)，并且具有低的偏移密度。鐵素體相的晶粒通常具有略微各向異性的延伸。本發明的鋼產品的所有實施方式涉及所謂的下貝氏體。此類下貝氏體的特征特別在于，由于貝氏體形成的溫度較低，碳擴散不充分。這導致根據本發明的鋼合金中的碳過飽和，其顯現為細小的碳化物沉淀。在板條結構內存在這些沉淀可以通過tem研究來證明。本發明的鋼產品的碳含量通常相當低。這意味著本發明中的碳含量在0.02重量％≤c≤0.35重量％的范圍內。特別優選的實施方式是其中碳含量在以下范圍之一的實施方式：a.0.05≤c≤0.22重量％，或者b.0.09≤c≤0.18重量％。根據本發明，鋼產品的合金包括al和si組分。優選在所有實施方式中al+si的比例在≤4重量％的范圍內。優選地，適用以下條件：al+si<3重量％。以指定重量百分比特別添加al和si，出人意料地導致拉伸強度的改善，同時斷裂伸長率增加。尤其是，al和si的共混物還促進了貝氏體的形成。如已經提到的，貝氏體微結構對鋼產品合金的正面性能有顯著影響。al和si也用于抑制貝氏體中的碳化物形成，這進一步改善合金的正面性能。在所有實施方式中，al和si的比例也可以如下更精確地定義：si≤0.5重量％，并且al≤3重量％。根據本發明，鋼產品的合金優選地包含根據下式的al和si組分：si+al≤1重量％。根據本發明，鋼產品的合金優選具有磷含量。在所有實施方式中p的比例優選≤0.03重量％。根據本發明，鋼產品的合金優選具有銅含量。在所有實施方式中在所有實施方式中cu的比例優選≤0.1重量％。根據本發明，本發明的鋼產品優選具有小比例的nb(至少成比例)，以降低ms溫度。ms表示馬氏體起始溫度。在所有實施方式中nb的比例優選小于0.4重量％。以此方式可以在工業生產過程中控制貝氏體轉變。該貝氏體轉變發生在根據本發明的溫度處理過程中，主要是在所謂的第二次保持期過程中和隨后的第二冷卻過程中。根據本發明，本發明的鋼產品至少成比例地優選具有小比例的ti(至少成比例)。在所有實施方式中ti的比例優選小于0.2重量％。根據本發明，本發明的鋼產品具有小比例的v(優選至少成比例)。在所有實施方式中，v的比例優選小于0.1重量％。具有指定重量百分比的鋼產品的所述結構通過特定的溫度處理實現，其導致在具有貝氏體微結構的多相鋼產品中的受控轉變和結構形成。這種溫度處理在本文中被稱為整體(en-bloc)溫度處理，因為它僅包括一個連續進行的處理過程。這意味著本發明的整體溫度處理不會發生中斷或暫停(在所述中斷或暫停后鋼產品必須重新加熱)。因此，本發明不需要常規的art退火處理。art代表“奧氏體逆轉變”。所描述的合金令人驚奇地導致鋼產品具有期望的性質，盡管它們僅通過根據權利要求1的方法步驟進行整體溫度處理。該特定形式的整體溫度處理對形成鋼產品的特定超細結構具有顯著影響。鋼產品薄層(lamellae)之間的距離非常小。形成板條樣形態，或者鋼產品的微結構呈現出板條樣形態，其中板條的寬度優選在10nm～350nm的范圍內。存在較高比例的位錯，這進而導致鋼產品的較高強度。根據本發明，鋼產品的結構或微結構由整體溫度處理的特定有效形式特別地控制和確定。優選地，所述整體溫度處理包括快速加熱至在820℃±20℃范圍內的第一保持溫度的階段。約810℃的第一保持溫度已經證明是特別成功的。鋼產品在第一次保持溫度范圍內保持第一時間階段(第一保持時間)后，進行快速冷卻階段。在該快速冷卻過程中，達到第二保持溫度，并且在第二保持溫度的范圍內進行中間保持階段(第二保持時間)。第二保持溫度為350℃～450℃。優選地，在所有實施方式中，第二保持溫度在380℃～450℃的范圍內。鋼產品在第二保持溫度區域保持第二時間階段后，進行另一個快速冷卻階段。在所有實施方式中，快速冷卻期優選具有大于-30k/秒的冷卻速率。特別優選的是大于-50k/秒的冷卻速率。這些快速冷卻速率對本發明的鋼產品的微結構具有有利的影響。本發明的整體溫度處理用于避免馬氏體或鐵素體基質的負面影響，同時產生具有所需性質的新型微結構。在所有實施方式中第一臨時保持階段的最大持續時間優選為5分鐘。在所有實施方式中第二臨時保持階段的最大持續時間優選為10分鐘。優選地，第一保持時間短于第二保持時間。貝氏體轉變可以通過在所述溫度窗口內和在隨后的快速冷卻過程保持在第二保持溫度的范圍內來進行。鋼產品的微結構的特征在于其優選包含：-細小的板條樣貝氏體，-具有高位錯密度的鐵素體相，其中，所述板條的寬度優選在10nm至100nm的范圍內，并且其中較高比例的位錯導致位移移動受阻。此外，本發明的鋼產品優選具有超細晶粒尺寸，晶粒尺寸為2μm～3μm。已經顯示出細小的板條形狀的貝氏體(優選為下貝氏體)改善本發明鋼產品的強度。本發明的鋼產品具有寬度為10nm～350nm的貝氏體板條。優選地，在大多數實施方式中，板條的寬度為10nm～100nm。這些貝氏體板條在本文中也稱為納米細小板條，由于所述特殊整體溫度處理而形成。具有高位錯密度的鐵素體相起著重要作用，因為它們增加了本發明的鋼產品的伸長率和成形能力。由于特殊開發的合金組成和奧氏體、貝氏體和馬氏體或鐵素體的精確協調的結構分數，實現了特別好的性質，同時鋼產品的成形能力處于機器可處理的范圍內。優選地，本發明用于提供冷軋扁平產品(例如線圈)形式的冷軋鋼產品。本發明也可以用于例如生產薄片或線和線產品。與許多其它工藝方法相比，本發明的方法的優點在于能耗更低，更快，且更經濟有效。尤其是本發明的優點在于不需要art熱處理。art表示“奧氏體逆轉變”。本發明的進一步有利的實施方式形成從屬權利要求的主題。附圖說明以下參考附圖更詳細地描述本發明的示例性實施例。圖1是其中對于各種鋼而言斷裂伸長率繪制為相對于拉伸強度(mpa)的百分比的高度示意圖；圖2是作為本發明鋼產品的制造的一部分使用的獨特溫度處理的示意圖。具體實施方式根據本發明，主題涉及超細多相中錳鋼產品，其包含馬氏體、鐵素體和殘余奧氏體區或相以及可選的貝氏體微結構。這意味著本發明的鋼產品的特征在于具有特定結構群集，也被稱為多相結構。當強調不涉及成品鋼產品而是在多階段生產工藝中的初步或中間產品時，下文部分是指鋼(中間)產品。這種生產工藝的起點通常是熔體。在下文中，給出了熔體的合金組成，因為在制造工藝的這一側上，可以相對精確地影響合金組成(例如通過添加諸如硅等成分)。在正常情況下，鋼產品的合金組成與熔體的合金組成僅略微不同。術語“相”通過其成分分數的組成、焓含量和體積等來定義。在鋼產品中不同相由相界彼此分離。相的“組分”或“組分”可以是化學元素(如mn、ni、al、fe、c等)或中性的分子樣聚集體(如fesi、fe3c、sio2等)或帶電的分子樣聚集體(如fe2+、fe3+等)。數量或比例的規格在這里以重量百分比(簡稱重量％)進行，除非另有說明。如果對合金或鋼產品的組分給出規格，除了明確列出的材料或物質之外，組合物還包含鐵(fe)作為基礎材料和所謂的不可避免的雜質，這些雜質總是存在于熔融浴中，并且也出現在所產生的鋼產品中。因此，所有重量％規格總是補充到100重量％，所有體積％規格總是補充到總體積的100％。本發明的中錳鋼產品都具有錳含量在3.5重量％～6重量％范圍內的錳含量，其中所述界限屬于該范圍，即錳含量在3.5重量％≤mn≤6重量％的范圍內。在所有實施方式中錳含量優選在4重量％≤mn≤6重量％的范圍內。此外，以下范圍內的碳含量c為0.02重量％≤c≤0.33重量％。當制備錳鋼產品時，執行以下步驟，尤其是，這些步驟不必然立即彼此相繼。在提供根據本發明的合金的過程中，向起始量的鐵添加在0.02重量％≤c≤0.35重量％范圍內的碳組分c和在3.5重量％≤mn≤6重量％范圍內的錳含量mn。相應的程序是充分已知的。在由此獲得的合金的進一步加工的框架內，采用特別有效的退火工藝(稱為整體溫度處理)。在此使用詞語整體”強調，與許多替代方法相比，不需要兩步退火或溫度處理。在執行整體退火工藝時，進行以下部分步驟(在此參考圖2)：將鋼(中間)產品的e1加熱到第一保持溫度t1，即在820℃±20℃的范圍內，○將鋼(中間)產品加熱e1至在820℃±20℃范圍內的第一保持溫度(t1)，○在所述第一保持溫度(t1)將所述鋼產品第一保持h1第一保持期δ1，○將所述鋼產品快速第一冷卻a1至在350℃～450℃范圍內的第二保持溫度t2，○在所述第二保持溫度t2的范圍內將所述鋼產品第二保持h2第二保持期δ2，○執行緩慢第二冷卻a2。在所有實施方式中第一臨時保持階段h1的最大持續時間優選為5分鐘。在所有實施方式中第二臨時保持階段h2的最大持續時間優選為10分鐘。在所有實施方式中保持期h2可以在鹽浴中進行。特別優選的實施方式是其中適用以下的那些：δ1+δ2<15分鐘并且δ1<δ2。在所有實施方式中第一冷卻a1可以在空氣流中或通過使用冷卻流體來實現。在所有實施方式中，第二冷卻a2可以在空氣流中進行。然而，本發明的鋼產品也可以放置在單獨的環境中(例如在退火單元中)，以便將其保持在那里較長的時間(例如，在300℃至450℃)。在這種情況下，時間δ2相應地延長。在所有實施方式中，快速冷卻a1的階段優選具有大于-30k/秒的冷卻速率。特別優選大于-50k/秒的冷卻速率a1。這些快速冷卻速度對本發明的鋼產品的微結構具有有利的影響。從圖中可以看出，更快的第一冷卻a1以比較慢的第二冷卻a2的冷卻速率高的冷卻速率進行。優選地，第二冷卻在所有實施方式中沿著漸近曲線a2*進行，其近似漸近線asy(見圖2)。優選地，在所有實施方式中在較慢的第二冷卻a2或a2*后，留下鋼產品線圈自身，從而其能夠自身緩慢地冷卻。根據本發明，優選提供下述鋼產品，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％。根據本發明，鋼產品優選包含比例大于鋼產品的5重量％的貝氏體微結構，其中貝氏體微結構的比例優選在的鋼產品的10體積％～70體積％的范圍內。微結構的比例特別優選在的范圍內。根據本發明，優選下述鋼產品，其包括小于鋼產品的30體積％的殘余奧氏體含量，其中殘余奧氏體含量優選小于鋼產品的10體積％。根據本發明，優選下述鋼產品，其具有比例在鋼產品的5體積％～20體積％范圍內、特別是2體積％～10體積％的奧氏體微結構。根據本發明，優選下述鋼產品，其包含體積含量優選小于鋼產品總體積的5％的奧氏體晶粒。這些奧氏體晶粒優選具有小于1μm的最大尺寸。附圖標記列表中錳鋼1trip鋼2hd回火3第一冷卻a1第二冷卻a2漸近線asy第一保持期δ1第二保持期δ2加熱e1第一保持h1第二保持h2第一保持溫度t1第二保持溫度t2當前第1頁12