CN104995317A - 对锰钢产品进行热处理的方法和锰钢产品 - Google Patents

Abstract

本发明涉及对锰钢产品进行热处理的方法，所述锰钢产品的合金包括0.09重量％～0.15重量％的碳组分(C)和3.5重量％≤Mn≤4.9重量％的锰组分(Mn)，其中所述方法包括以下步骤：-进行第一退火工序(S4.1)，所述第一退火工序(S4.1)具有以下子步骤：将所述钢产品加热(E1)至高于780℃的第一保持温度(T1)，在所述第一保持温度(T1)下将所述钢产品保持(H1)第一时间段(Δ1)，冷却(A1)所述钢产品；-进行第二退火工序(S4.2)，所述第二退火工序(S4.2)具有以下子步骤：将所述钢产品加热(E2)至高于630℃且低于660℃的保持温度(T2)，在所述保持温度(T2)下将所述钢产品保持(H2)第二时间段(Δ2)，冷却(A2)所述钢产品，其中，以25开尔文/秒～200开尔文/秒的冷却速率进行在所述第一退火工序(S4.1)过程中和/或在所述第二退火工序(S4.2)过程中的对所述钢产品的冷却(A1；A2)。2.本发明还涉及权利要求1所述的方法，其特征在于，将所述第一保持温度(T1)选择成使得在保持(H1)所述钢产品的过程中所述钢产品处于高于780℃的奥氏体区(γ)内。

Description

对锰钢产品进行热处理的方法和锰钢产品

本发明涉及一种对锰钢产品进行热处理的方法，此处所述锰钢产品也称为中锰钢产品。这还涉及能够在特定方法框架内进行热处理的锰钢产品的特殊合金。

合金组成以及制造工序中的热处理都对钢产品的性质有显著影响。

因此，还已知在热处理的框架内，加热、保持和冷却可以对钢产品的最终结构具有影响。此外，如已经指出的，钢产品的合金组成也起主要作用。合金化钢的热动力学和材料技术的关系是非常复杂的，并且依赖于多种参数。

已经显示，通过在钢产品的结构中组合多种相和微结构，可以影响机械性质和变形性。

根据组成和热处理，在钢产品中可以形成特别是铁素体、珠光体、残余奥氏体、回火马氏体、马氏体相和贝氏体微结构。钢合金的性质尤其取决于各种相、微结构的比例以及其在显微镜检查中的结构排布。

第一代先进高强度钢的简单形式具有例如铁素体和马氏体的两相组成。此类钢也称为两相钢。铁素体(根据排布情况，也称为α–Fe或δ–Fe)形成相对软的基质，马氏体通常形成该基质内的包涵体。

还存在其微结构包含铁素体、贝氏体、回火马氏体和马氏体的第一代复相钢。与例如两相钢相比，复相钢的更均匀的结构产生了非常好的弯曲性质。

诸如TWIP钢等第二代钢主要具有奥氏体微结构和大于15重量％的高锰比例。TWIP表示孪生诱发塑性钢。

这些钢各自具有不同的性质。根据具体的需求特性，可以例如在汽车制造中使用不同的钢。

此类钢中的碳组分(C)通常为0.2重量％～1.2重量％。其通常为软钢(mild steel)。

从A.Arlazarov等在Materials Science and Engineering A,2012中的题目为“Evolution of microstructure and mechanical properties of medium Mn steels duringdouble annealing”的出版文献中可知一种包含铁素体、马氏体和残余奥氏体并且具有含有4.6重量％Mn的合金的结构体。对该结构体进行两阶段退火工序，其在图4A中示出，以与本发明的方法进行直接比较。Arlazarov等所述的两阶段退火工序在图4A中以e1、h1、a1和e2、h2、a2标出。将Arlazarov等所述的结构描述为复合超细微结构，其由残余奥氏体、马氏体和铁素体三相组成。因此Arlazarov等所述的钢包含软中锰钢。

奥氏体结构(也称为γ-、γ-混晶或γ-Fe)是能够在钢产品中形成的混晶。奥氏体结构具有bcc晶体结构，拥有高的热稳定性，并且赋予良好的腐蚀性质。通过进行合适的加热并保持在高于阈值温度的保持温度下，钢产品的结构可以至少部分地转变成奥氏体。存在所谓的奥氏体形成元素，其增大奥氏体区或体积比例。这些尤其包括镍(Ni)、铬(Cr)和锰(Mn)。钢产品的奥氏体范围经常不十分稳定，并在冷却或淬火过程中转变成马氏体(称为马氏体转变)。作为形成马氏体和发生沉淀的结果，在对此类钢产品进行热轧的过程中可能出现不期望的裂纹形成。

除了开始提到的残余奥氏体之外，还存在所谓的逆转变奥氏体(或“逆转奥氏体”)。该形式的奥氏体可以通过Miller和Grange所述的两阶段热处理来制造。该工序也称为ART热处理。ART表示“奥氏体逆转变转化”。在ART热处理过程中，发生了马氏体至逆转变奥氏体的逆转变。

除了已经解释过的奥氏体、马氏体和铁素体相之外，在钢中还存在珠光体相和贝氏体微结构。这些相或结构各自具有其自身的性质。因此，根据钢产品的应用领域，存在在各种相互部分竞争的性质之间适当折衷的问题。所以，例如，钢产品的屈服强度和强度的增加是以韧性为代价的。

铁素体是另一种混晶的冶金学名称，在其晶格中填隙地溶解有碳(即，在晶格的中间位置)。纯铁素体结构的强度低，但是延性高。通过添加碳，可以提高强度，但是这是以延性为代价的。结合图1描述的铸铁是此类材料的实例。

存在所谓的奥氏体形成元素，其增大了奥氏体区或体积比例。这些特别包括铬(Cr)、钼(Mo)、钒(V)、铝(Al)、钛(Ti)、磷(P)和硅(Si)。

图1显示了铸铁(具有>2.06重量％的高碳含量的铁-碳合金)的经典的高度示意性图。在该图中绘出了作为温度T[℃]和时间t[分钟]的函数的两个实例冷却曲线。在图1中，珠光体区用4指示，贝氏体区用5指示。M_S指示马氏体起始温度。相应的线在图1中用附图标记3指示。马氏体起始温度M_S取决于合金组成。

珠光体是其中存在α-铁素体和渗碳体薄片(渗碳体是铁碳化物Fe₃C)的结构。贝氏体(也称为贝氏体铁)具有bcc结构。贝氏体不是实际意义上的相，而是在特定温度范围内在钢中形成的微结构。贝氏体主要作为奥氏体形成。

特别是，在此类铸铁产品中，马氏体在线3之下的温度形成。马氏体是细针状的非常硬和脆的结构。其通常在以使钢中的碳组分没有时间扩散出晶格外的高淬火速率对奥氏体进行淬火时形成。图1中的曲线1显示了以导致形成马氏体结构的高冷却速率进行的淬火。

图1中的曲线2显示了所谓的贝氏体热处理。当保持在高于M_S的温度时，如果避免了转变成珠光体，则奥氏体可以转变成贝氏体。

借助于介绍性解释，可以大致看出这些关系非常复杂，并且通常仅当在一方面降低预期时才能在另一方面实现有益的性质。

在现代的第三代钢产品中，问题可主要出现在形成过程中。特别是，据认为不利的是含有马氏体的钢在冷轧过程中需要相对高的轧制力。此外，在冷轧过程中，在含有马氏体的钢中可以形成裂纹。

因此，目的在于提供一种方法和相应的钢产品，其具有可焊性和低裂纹形成趋势与良好强度以及冷成形性的最佳组合。

优选的是，本发明的钢产品应该具有大于700MPa的拉伸强度。优选的是，拉伸强度应该甚至大于1200MPa。

优选的是，本发明的钢产品应该同时具有比第一代钢产品更好的延性和更好的柔韧性(pliability)。

根据本发明，通过方法和合金概念的组合，提供了一种钢产品，优选为具有超细多相结构和相应的成形性的冷带钢产品。特别优选的实施方式具有超细多相贝氏体结构，该贝氏体结构具有相应的良好成形性。

根据本发明，本发明的钢产品的合金具有中等锰含量，这表示锰组分为3.5重量％≤Mn≤4.9重量％。

本发明的钢产品形成非均相系统或非均相结构。

根据本发明，本发明的钢产品优选具有至少一定比例的贝氏体微结构。贝氏体微结构的比例可以为钢产品的至多20重量％。

根据本发明，本发明的钢产品优选具有至少一定比例的具有贝氏体微结构和马氏体的结构或区域。

此外，本发明的碳比例通常非常低。即，碳组分为0.1重量％≤C≤0.14重量％。因此，本发明的合金化钢包含所谓的软亚共晶钢。

如果用本专利权利要求1的工序步骤对此类合金进行两阶段热处理，则此类合金会产生具有所需性质的钢产品。该特定形式的两阶段热处理对钢产品的多相结构的形成具有显著影响。

根据本发明，钢产品的结构或微结构特别受特定的两阶段热处理的影响。

冷却过程中的两阶段热处理优选包括在370℃～400℃的温度下进行的中间保持阶段。该中间保持阶段的最长持续时间为5分钟。保持在高于M_S的温度的结果是，如果避免了转变为珠光体阶段，则奥氏体可以至少部分地转变为贝氏体。

根据本发明，钢产品的合金包含Al和Si成分。通过相比于其他钢减少Al和Si的比例，可以增强贝氏体化，即，贝氏体微结构的形成。即，本发明规定的Al和Si比例的减少导致促进贝氏体转变。这通过在转变图中迁移贝氏体区域来实现。

已显示，过高的Cr比例可以不利地影响贝氏体转变。因此，在本发明的优选实施方式中，将Cr比例规定为最大0.4重量％。

通过规定碳组分和锰组分之间的关系，根据本发明可以实现奥氏体相的稳定化。因此，在优选实施方式中，碳组分和锰组分之间的关系规定如下：0.01≤C(重量％)/Mn(重量％)≤0.04。0.02≤C(重量％)/Mn(重量％)≤0.04的组成产生特别优异的性质。

通过规定硅组分、铝组分和铬组分之间的关系，可以实现铁素体相的稳定化，铁素体相在超细平均晶粒尺寸中的比重并非微不足道。因此，在优选实施方式中，硅组分、铝组分和铬组分之间的关系规定如下：0.3重量％≤Si+Al+Cr≤3重量％，特别是0.3重量％≤Si+Al+Cr≤2重量％。

本发明可以应用到热轧和冷轧钢，以及相应的扁钢产品。

优选的是，本发明用于制备冷轧扁平产品形式(例如卷状)的冷带钢产品。

本发明的优点在于，与许多其他工艺方法相比，其能耗更低、更快速且更具经济效益。

使用本发明的两阶段法由合金制造的钢产品的优点是，其具有非常良好的成形性。钢产品的拉伸强度显著大于700MPa，并且可以达到1200MPa以上。

使用本发明的两阶段法由合金制造的钢产品的优点是，由于与两相钢和TRIP钢相比超细微结构相对均匀，因此该钢产品在弯曲过程中具有优异的成形性质。在英文中TRIP表示“TRansformation Induced Plasticity(相变诱导塑性)”。

根据本发明优选实施方式包含具有贝氏体的结构的钢产品的优点是，其具有显著更好的弯曲性和更好的HET值(英文中HET表示“hole expansion test(扩孔测试)”)。

本发明的其他有利的实施方式形成从属权利要求的主题。

附图说明

下文参照附图详细地描述本发明的示例性实施方式。

图1A显示针对铸铁的温度-时间图的示意图，其应理解为解释基本机制的实例；

图2显示了能够根据晶粒尺寸直径将钢产品分类的标度；

图3显示了本发明的工序步骤的示意图；

图4A显示了对本发明的钢(中间)产品进行两阶段热处理的示例性温度-时间图的示意图，其中先前已知的两阶段法(根据Arlazarov等)也在相同的图中示出，以便进行比较；

图4B显示了对本发明的钢(中间)产品进行另一两阶段热处理的示例性温度-时间图的示意图，其中在冷却过程中进行中间保持；

图5显示了本发明的钢产品的晶粒直径的分布函数的示意图；

图6A显示了熔体MF232的温度-时间图(称为连续ZTU图，中文为“连续冷却相变图”)，其中时间以对数标度显示；

图6B显示了熔体MF233的温度-时间图；

图6C显示了熔体MF230的温度-时间图；

图6D显示了熔体MF231的温度-时间图。

具体实施方式

本发明涉及多相中锰钢产品，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。即，本发明的钢产品的特征在于特殊的结构排布，根据实施方式其在此处也称为多相结构，或(如果存在贝氏体的话)称为多相贝氏体结构。具体而言，其涉及冷带钢产品。

在下文的一些情况中，当考虑到强调其不是最终钢产品而是多阶段制造工序中的初级或中间产品时，会提及钢(中间)产品。该制造工序的起始点通常是熔体。下文中，由于就制造工序而言合金组成可以受到相对精确的影响(例如通过添加诸如硅等成分)，因此具体说明了熔体的合金组成。钢产品的合金组成与熔体的合金组成通常仅存在细微的差别。

本文中术语“相(phase)”尤其通过其成分的比例组成、焓量和体积来限定。在钢产品中不同相被相边界彼此分离。

相的“组分”或“成分”可以是化学元素(例如Mn、Ni、Al、Fe、C等)或中性分子聚集体(例如FeSi、Fe₃C、SiO₂等)或带电的分子聚集体(例如Fe²⁺、Fe³⁺等)。

除非另外提及，下文中所有量或比例信息以重量百分比(简称为重量％)给出。如果给出关于合金或钢产品的组成的信息，除了明确列出的材料或物质之外，所述组成还包含作为基础材料的铁(Fe)和所谓的不可避免的杂质，这些杂质总是在熔体浴中出现，并还呈现在所得的钢产品中。因此，所有重量％信息应当总是合计为100重量％。

本发明的软中锰钢产品都具有3.5重量％～4.9重量％的锰含量，其中出于该目的此处规定的界限也属于该范围。

根据本发明，优选成比例地包含贝氏体微结构的钢产品。贝氏体微结构是中间阶段结构类型，其通常在珠光体或马氏体形成温度之间的温度下形成，这将参照图6A～6D来详细地解释。向贝氏体微结构的转变通常与向珠光体结构的转变相竞争。

本发明的贝氏体微结构通常与铁素体一起出现在某种集块(conglomerate)中。

本发明聚焦于(熔体的)合金组成与对钢中间产品进行热处理的工序步骤的组合，以在钢产品的整个结构中实现贝氏体微结构组分。

在所有实施方式中，结合使用关于合金组成的信息和本发明的工序步骤，因为由此可实现最佳结果。但是，考虑关于合金组成的陈述已产生了显著结果，例如关于成形性的结果(例如在冷轧过程中)。

本发明的钢产品可以使用任何熔炼方法制造。这些步骤不是本发明的主题。此处不对细节进行解释，因为对于本领域技术人员而言它们是充分已知的。起点总是熔体或钢中间产品的合金，根据本发明其至少满足以下标准，其除了铁之外包含以下组分：

-0.09重量％～0.15重量％的碳组分C，

-3.5重量％≤Mn≤4.9重量％的锰组分Mn。在本发明的所有实施方式中，锰组分Mn优选为4.1重量％～4.9重量％。

在本发明的所有实施方式中，铝组分Al优选为0.0005重量％≤Al≤1重量％，特别是0.0005重量％≤Al≤0.0015重量％。

优选的是，本发明的所有实施方式包含

-硅组分Si，

-铝组分Al，和

-铬组分Cr。

重要的是，硅组分Si、铝组分Al和铬组分Cr保持以下关系：0.3重量％≤Si+Al+Cr≤3重量％，特别是0.3重量％≤Si+Al+Cr≤2重量％。由于硅组分Si、铝组分Al和铬组分Cr之间关系的此种规定，实现了钢产品中铁素体相的稳定化。铁素体相在钢产品的超细平均晶粒尺寸中的比重并非微不足道。

优选的是，本发明的所有实施方式都包含小于0.4重量％的铬组分Cr。

除了铬组分Cr之外，本发明的所有实施方式都包含0.25重量％～0.7重量％的硅组分Si。具体而言，硅组分为0.3≤Si≤0.6。

根据本发明，所有实施方式中的钢产品的合金优选包含硅组分Si或铝组分Al。通过相对于其他已知的钢减少硅组分Si或铝组分Al，可以增强贝氏体化。即，如本发明所规定的，硅组分Si或铝组分Al的减少导致促进贝氏体转变。这通过在转变图中迁移贝氏体区50来实现(参见图6A～6D)。

图6显示了本发明的第一合金(称为熔体MF232)的连续ZTU图，该第一合金已经经历过各处理步骤。表2显示了熔体MF232和本发明的其他示例性熔体的具体合金组成。

ZTU图是材料依赖性的时间-温度转变图。即，ZTU图作为连续下降的温度相对于时间的函数显示了转变程度。在该图中和图6B、6C和6D的图中绘制了总共8条曲线。在这些ZTU图中显示出了曲线的这些合金都具有表2中给出的组成。

对图6A的熔体232、图6B的熔体233、图6C的熔体230和图6D的熔体231都进行以下热处理：加热E1的加热速率270℃/分钟，奥氏体化温度T1＝810℃，保持时间Δ1＝5分钟，T2＝650℃，保持时间Δ2＝4h(参见例如图4A)。

在图6A～6D的各个图中，8条曲线中的一条距离左侧越远，冷却A1发生得越迅速(参见例如图4A)。更靠近右侧的曲线表示更慢冷却的钢产品。在这些曲线各自的下端，在框中显示了相应钢产品的维氏硬度值HV₁₀(HV₁₀表示用10kg的力进行维氏硬度测定)。另外，在图6A～6D中的各情况下显示了贝氏体区50(与图1中的贝氏体区5相似)、马氏体起始温度M_S(与图1中的线3类似)和温度M_f。M_f是马氏体终止温度，在英语中其被称为“martensite finish temperature(马氏体结束温度)”。马氏体结束温度M_f是在热动力学上考虑时向马氏体的转变终止的温度。还显示了温度阈值Ac₃和Ac₁(同样参见图4A和4B)。将Ac₃和Ac₁之间的区称为α+γ相区。

作为相对于之前已知的合金适当减少硅组分Si和铝组分Al的结果，如已经示出的，图中的贝氏体区50发生了迁移。在图6A～6D中，在各情况下在大约图中间显示了指向左侧的块状箭头。该块状箭头旨在示意性地表明，作为(与现有技术相比)减少硅组分Si和铝组分Al的结果，贝氏体区50向左侧迁移。通常在快速冷却(例如用水)期间，基本上仅形成马氏体。作为贝氏体区50向左侧迁移的结果，已随着相对快速的冷却在钢产品中形成了贝氏体微结构。

在图6A～6D中的贝氏体区50下方的数字示转变成贝氏体的结构的体积百分比。

特别是可以从图6A～6D推导出以下陈述，其中应该注意的是各种效果是部分补偿或叠加的：

-本发明的合金中氮组分的略微增加导致更高的维氏硬度；

-本发明的合金中碳组分的略微增加(例如从0.100重量％至0.140重量％)和锰组分的同时减少(例如从4.900重量％至4.000重量％)导致更高的维氏硬度(参见图6A和6C的图的比较)。

根据本发明，优选对所有合金组合物都进行两阶段退火工序，从而特别在第一退火工序(参见图4A或4B以及图3中的S4.1)期间使得钢(中间)产品的冷却曲线A1行进穿过贝氏体形成区50。

优选的是，合金组合物的所有实施方式都额外地包含0.004重量％～0.012重量％(对应于40ppm～120ppm)的氮组分N。特别是氮组分N为0.004重量％～0.006重量％(对应于40ppm～60ppm)。

如用块状箭头在图3中以高度示意性方式描绘的，通常对具有一个或多个先前段落所述的合金组成的钢(中间)产品进行以下工序步骤10：

-热轧(步骤S1)

-用氧进行酸洗(例如通过使用诸如HNO₃等酸)(步骤S2)，

-冷轧(步骤S3)，和

-本发明所述的两阶段退火(图4A或图4B的子步骤S4.1和S4.2)。

可选地是，在所有实施方式中，可以在酸洗(步骤S2)和冷轧(步骤S3)之间插入预退火步骤(例如，T为约650℃，持续时间10小时～24小时)作为中间步骤(图3中未示出)。可以在氮气气氛下进行预退火步骤。

但是可以按需在冷轧(步骤S3)后在所有实施方式中都插入该预退火步骤。

图4A显示了对本发明的钢(中间)产品进行第一个两阶段热处理的示例性温度-时间图的示意图。Arlazarov等所述的先前已知的两阶段工序也在同一图中示出，以便进行比较，从而能够更好地表明本质区别。

优选在本发明所述的退火的范畴内在所有实施方式中采用具有以下步骤的两阶段退火工序(附图标记涉及图4A中的图和图4B中的图)：

1.执行具有以下子步骤的第一退火工序；

a.将钢(中间)产品加热E1至高于780℃的第一保持温度T1(例如T1＝810℃)，

b.在第一保持温度T1下将所述钢(中间)产品保持第一时间段Δ1(例如Δ1＝5分钟)，

c.冷却A1所述钢(中间)产品，

2.执行具有以下子步骤的第二退火工序：

a.将所述钢(中间)产品加热E2至高于630℃且低于660℃的保持温度T2(例如T2＝650℃)，

b.在所述保持温度(T2)下将所述钢(中间)产品保持H2第二时间段Δ2(例如Δ2＝4h)，

c.冷却A2所述钢(中间)产品以便由此获得在本文中各情况下被命名为钢产品的钢产品。

优选以4开尔文/秒～50开尔文/秒的加热速率完成第一退火工序过程中的加热E1和/或第二退火工序过程中的加热E2。特别而言，在5开尔文/秒～15开尔文/秒范围内达到良好的结果。

此处保持温度T1总是高于温度阈值Ac₃。即，将第一保持温度T1选择成使得保持H1过程中的钢(中间)产品处于高于Ac₃＝780℃的奥氏体区(在图中的右侧由γ晶粒表示)。在图6A～6D中示出的示例性实施方式的情况下，其保持：T1＝810℃。

保持温度T2高于Ac₁＝630℃且低于660℃。即，将第二保持温度T2选择成使得保持H2过程中的钢(中间)产品处于两相区(在图中右侧由α+γ相区表示)内。

优选的是，在保持H1过程中和/或保持H2过程中，钢(中间)产品的温度基本上保持恒定。

优选的是，在所有实施方式中，保持H1持续3～10分钟，优选4～5分钟。即，保持：3分钟≤Δ1≤10分钟，或4分钟≤Δ1≤5分钟。在图6A～6D中示出的示例性实施方式的情况下，其保持：Δ1＝5分钟。

优选的是，在所有实施方式中，保持H2持续3～5小时，优选3.5～4.5小时。即，保持：3h≤Δ2≤5h，或3.5h≤Δ2≤4.5h。

已经证明T2≈650℃的保持温度下的Δ2≈4h的保持时间是特别成功的。

在所有实施方式中以25开尔文/秒～200开尔文/秒的冷却速率在第一退火工序和/或第二退火工序过程中实现钢(中间)产品的冷却。优选的是，在所有实施方式中，冷却速率为40开尔文/秒～150开尔文/秒。图4A和图4B中的曲线A1*各自显示了以约150开尔文/秒的高冷却速率开始、然后其冷却速率向40开尔文/秒降低的冷却工序。因此，曲线A1*不具有直线外形，而是弯曲的曲线外形。图4A和图4B中的曲线A1各自显示了以约150开尔文/秒的高冷却速率发生的线性冷却工序。

在第一退火工序过程中和/或第二退火工序过程中的冷却可以以线性方式(例如以150开尔文/秒)或者按照弯曲的曲线(例如按照曲线A1*)发生。

第二退火工序过程中的冷却可以按照图4B中所示发生。此处的冷却由三个子步骤组成。在步骤A2.1中发生从T2至保持温度T3(370℃～400℃)的快速(例如线性)冷却。优选的是，该保持温度T3为约380℃。保持时间Δ3通常为2分钟～6分钟。优选的是，该保持时间为Δ3＝5分钟。

当使用图4B的方法时，优选在所有实施方式中将保持温度T3选择成高于温度M_S。

在本发明的第一冷却A1或A1*中，除了马氏体相(取决于合金组合和工序控制)之外，当根据本发明预定义合金并且根据本发明进行第一退火工序时，形成所需的贝氏体微结构。

在由图4A中的曲线e1、h1、a1和e2、h2、a2显示的现有技术所述的先前已知工序中，第一保持h1过程中的温度显著低于本发明的第一保持H1过程。此外，第一保持持续时间δ1显著更长。在特定实例中，对于第一保持h1保持：T＝750℃和δ1＝30分钟。在现有技术的冷却a1期间，形成马氏体相而不是贝氏体微结构。第二保持h2过程中的温度稍微高于本发明的第二保持H2。此外，第二保持持续时间δ2显著更长。在特定实例中，对于第二保持h2保持：T＝670℃和1h<δ2<30h。

进行EBSD研究来确定本发明的各种合金的晶粒取向和尺寸。EBSD表示“电子背散射衍射”。使用EBSD方法可以表征直径仅为约0.1μm的晶粒。此外，晶体取向可以借助于EBSD以高精度确定。此外，还使用空间解析法来在表面分析或电化学方面研究单独的晶粒和晶界。

这些研究已经确认，(取决于合金组成和工序控制)，除了马氏体结构之外，在样品中存在可清楚测量的贝氏体微结构组分，所述样品具有本发明所述的合金，并且已经对其进行了例如图4A或4B所述的两阶段退火工序。

图5显示本了发明的特殊钢产品的bcc-α相的晶粒直径的分布函数Fx(x)的示意图。bcc表示“体心立方”。晶粒直径分布函数Fx(x)在图5中示出的特殊钢产品具有以下的本发明的合金组成(表1中，给出熔体的所需值)：

借助于图5中的分布函数Fx(x)，可以推导出合金结构的晶粒的主要组分具有0～约3μm的晶粒尺寸。由于所采用的EBSD研究具有约0.1μm的较低的分辨率极限，bcc-α相的晶粒尺寸平均分布可被限制为约0.1μm～约3μm。另外的EBSD研究揭示了fcc-γ相的晶粒尺寸分布可被限制为约0.25μm～约0.75μm。

图2显示了能够根据晶粒尺寸将钢产品分类的常用尺度。因此本发明的钢产品(样品231)处于超细晶粒的范围(如果考虑整个结构的平均分布)。还可以将该分类应用到本发明的其他合金组合物。因此，如果像例如样品231的情况一样存在可检测的贝氏体微结构，则此处也提及超细多相结构和超细多相贝氏体结构。

如果分析中包括所有晶粒尺寸，则对于本发明的钢产品而言，可以确定总体晶粒尺寸分布为0.1μm～约3μm(多于80％的晶粒位于约0.1μm～约3μm区间内)。

优选的是，在所有实施方式中本发明的钢产品的总体结构具有1μm～2μm的晶粒尺寸，这可以通过对源自熔体MF231(样品231)的钢产品进行评价和测量来确定。非常特别优选的是晶粒尺寸为约1.5μm的本发明的钢产品。

根据本发明，特别而言，铁素体相的晶粒和贝氏体微结构非常微细。因此特别优选的是具有铁素体相和贝氏体微结构的组合的合金或钢产品。

另外的比较性EBSD研究已经确认，第二退火工序的保持时间Δ2对于超细结构的形成或稳定化是重要的。以下保持持续时间3h≤Δ2≤5h产生了特别有益的结果。

以下表2显示了本发明的各种样品的以重量％计的具体合金组成。

下表3显示了在经历了两阶段退火工序(根据图4A)后具有本发明样品231和233的特定合金组成的冷带形式钢产品的各种特征值。R_m是以MPa计的拉伸强度，A_总是以％计的极限伸长率(极限伸长率与延性成比例)，R_mx A_总是以Mpa％计的拉伸强度与极限伸长率的积。

EBSD研究和TEM研究(例如对样品231进行的研究)已显示，图4A的两阶段退火工序产生了具有约5％的贝氏体含量的最终钢产品。此处TEM表示透射电子显微镜检。

表3显示了与R_mxA_总的积相关的拉伸强度方面的最佳结果。具体而言，对于两阶段退火工序(根据图4A)预定义了以下参数：T1＝810℃，Δ1＝5分钟，T2＝650℃，Δ2＝4h。使用常规单阶段退火工序和常规两阶段退火工序的比较性测试显示，利用本发明的合金组成和方法可以实现非常良好的值——特别是就R_mx A_总的积而言。

特别优选的是具有本发明所述的合金组成的样品，其已经经历了两阶段退火工序(根据图4A或4B)，并且具有高于R_m＝750MPa的拉伸强度和/或具有高于25000MPa％的R_mx A_总积。对于样品231，特别优选的是下述合金组成，其具有高于R_m＝900MPa的拉伸强度和/或具有高于25200MPa％、特别是高于27000MPa％的R_mx A_总积。

EBSD研究和TEM研究(例如对样品231进行的研究)已经显示，图4B的两阶段退火工序产生了具有约20％的贝氏体含量的最终钢产品。

EBSD研究和TEM研究(例如对于样品231进行的研究)已经显示残余奥氏体区或相的比例优选为5体积％～15体积％。

Claims (20)

1.对锰钢产品进行热处理的方法，所述锰钢产品的合金包括：

-0.09重量％～0.15重量％的碳组分(C)，和

-3.5重量％≤Mn≤4.9重量％的锰组分(Mn)，以及

-贝氏体微结构组分，

其中所述方法包括以下步骤：

-进行第一退火工序(S4.1)，所述第一退火工序(S4.1)具有以下子步骤：

○将所述钢产品加热(E1)至高于780℃的第一保持温度(T1)，

○在所述第一保持温度(T1)下将所述钢产品保持(H1)第一时间段(Δ1)，

○冷却(A1)所述钢产品，

-进行第二退火工序(S4.2)，所述第二退火工序(S4.2)具有以下子步骤：

○将所述钢产品加热(E2)至高于630℃且低于660℃的保持温度(T2)，

○在所述保持温度(T2)下将所述钢产品保持(H2)第二时间段(Δ2)，

○冷却(A2)所述钢产品，

其中，以25开尔文/秒～200开尔文/秒的冷却速率进行在所述第一退火工序(S4.1)过程中和/或在所述第二退火工序(S4.2)过程中的对所述钢产品的冷却(A1；A2)。

2.如权利要求1所述的方法，其特征在于，将所述第一保持温度(T1)选择成使得在保持(H1)所述钢产品的过程中所述钢产品处于高于780℃的奥氏体区(γ)内。

3.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，以40开尔文/秒～150开尔文/秒的冷却速率进行对所述钢产品的冷却(A1；A2)。

4.如权利要求1、2或3所述的方法，其特征在于，将所述第二保持温度(T2)选择成使得在保持(H2)所述钢产品的过程中所述钢产品处于高于630℃的两相区(α+γ)内。

5.如权利要求1、2或3所述的方法，其特征在于，在所述第一退火工序(S4.1)过程中和/或在所述第二退火工序(S4.2)过程中，以4开尔文/秒～50开尔文/秒的加热速率进行所述加热(E1；E2)。

6.如前述权利要求中任一项所述的方法，其特征在于，所述合金还包含：

-硅组分(Si)，

-铝组分(Al)，和

-铬组分(Cr)，

其中使所述硅组分(Si)、所述铝组分(Al)和所述铬组分(Cr)之间保持以下关系：0.3重量％≤Si+Al+Cr≤3重量％，特别是1.2重量％≤Si+Al+Cr≤2重量％。

7.如权利要求6所述的方法，其特征在于，

-所述铬组分(Cr)总是小于0.4重量％，和/或

-所述硅组分(Si)为0.25重量％～0.7重量％，优选为0.3≤Si≤0.6。

8.如权利要求6或7所述的方法，其特征在于，所述合金组成还包括0.004重量％～0.012重量％、特别是0.004重量％～0.006重量％的氮组分(N)。

9.如权利要求1～4中任一项所述的方法，其特征在于，在所述第一退火工序(S4.1)过程中，进行所述钢产品的冷却(A1)，以使随时间(t)绘制的相应的冷却曲线的温度(T)历程穿过贝氏体形成区(50)。

10.如前述权利要求1～6中任一项所述的方法，其特征在于，通过混合或添加硅(Si)和铝(Al)，在使所述钢产品的冷却(A1)过程中的贝氏体形成区(50)向着更快速冷却的方向迁移。

11.如前述权利要求1～6中任一项所述的方法，其特征在于，所述第一时间段(Δ1)为3分钟≤Δ1≤10分钟，优选为4分钟≤Δ1≤5分钟。

12.如前述权利要求1～6中任一项所述的方法，其特征在于，所述第二时间段(Δ2)为3小时≤Δ2≤5小时，优选为3.5小时≤Δ2≤4.5小时。

13.一种钢产品，其合金包括：

-0.09重量％～0.15重量％的碳组分(C)，

-4.0重量％≤Mn≤4.9重量％的锰组分(Mn)，

-0.0005重量％≤Al≤1重量％0.15，特别是0.0005≤Al≤0.0015的铝组分(Al)，

其中所述钢产品包含贝氏体微结构组分。

14.如权利要求13所述的钢产品，其中所述合金还包含：

-硅组分(Si)，和

-铬组分(Cr)，

其中所述硅组分(Si)、所述铝组分(Al)和所述铬组分(Cr)之间保持以下关系：0.3重量％≤Si+Al+Cr≤1.2重量％。

15.如权利要求14所述的钢产品，其中

-所述铬组分(Cr)总是小于或等于0.4重量％，和/或

-所述硅组分(Si)为0.25重量％～0.7重量％，优选为0.3≤Si≤0.6。

16.如权利要求13或14所述的钢产品，其中，所述钢产品具有带有马氏体区、铁素体区和残余奥氏体区的结构。

17.如权利要求16所述的钢产品，其特征在于，残余奥氏体区或相的比例小于20体积％，优选小于15体积％。

18.如权利要求16或17所述的钢产品，其特征在于，所述钢产品包含比例小于或等于20体积％的贝氏体微结构。

19.如权利要求13～18中任一项所述的钢产品，其特征在于，所述钢产品具有平均晶粒尺寸小于3μm的晶粒尺寸分布。

20.如权利要求13～18中任一项所述的钢产品，其特征在于，所述钢产品具有约0.1μm～约3μm的总体晶粒尺寸分布，其中多于80％的晶粒位于约0.1μm～约3μm的区间内。