阅读说明：本技术 碳含量降低的中锰冷轧带钢中间产品以及用于提供此种钢中间产品的方法 (Medium manganese cold rolled steel strip intermediate product with reduced carbon content and method for providing such steel intermediate product ) 是由 D·克里赞 K·斯坦纳 R·施奈德 于 2019-07-04 设计创作，主要内容包括：本发明涉及一种提供具有改进的fts值的中锰冷轧钢中间产品的方法,其合金包括：-碳组分(C)为0.003重量％<C<0.12重量％,-锰组分(Mn)为3.5重量％<Mn<12重量％,-作为合金组分的硅组分(Si)和/或铝组分(Al),其中Si重量％+Al重量％<1,-任选的另外的合金组分,-任选的微合金组分,特别是钛组分(Ti)和/或铌组分(Nb)和/或钒含量(V),和-其中,合金的其余部分包含铁(Fe)和熔体中不可避免的杂质,其中,所述方法包括在冷轧步骤之后进行的以下步骤：在最高退火温度为684℃-(517℃×以重量％计的碳组分)下进行亚温闭箱退火工艺。(The present invention relates to a method of providing a medium manganese cold rolled steel intermediate product having an improved fts value, the alloy comprising: -a carbon component (C) of 0.003 wt% < C <0.12 wt%, -a manganese component (Mn) of 3.5 wt% < Mn <12 wt%, -a silicon component (Si) and/or an aluminium component (Al) as alloying components, wherein Si wt% + Al wt% <1, -optionally further alloying components, -optionally microalloying components, in particular titanium components (Ti) and/or niobium components (Nb) and/or vanadium content (V), and-wherein the rest of the alloy contains iron (Fe) and unavoidable impurities in the melt, wherein the method comprises the following steps performed after the cold rolling step: a sub-temperature closed-box anneal process is performed at a maximum anneal temperature of 684 ℃ (-517℃ x carbon composition by weight%).)

具体实施方式

通过降低初始合金的碳含量来生产本发明的冷轧带钢中间产品。已经表明，可以通过显著降低碳含量来增加fts值。通过降低碳含量，降低了结构中的硬度差异。这种关系已在研究的基础上得到证实和量化，所述研究表明碳含量存在限制。在本发明的上下文中，仅使用碳含量低于0.12重量％的合金。

fts值在测试的无缺口钢平板拉伸试样上测定。必须确定中间钢产品的初始厚度d₀和断裂面处的厚度d₁。fts值计算如下：(d₀-d₁)/d₀×100％。

图3示出了本发明的多种钢合金的fts值与退火温度的关系的曲线图。具体地，在此检查几个样品包括：

-0重量％至0.12重量％的碳含量(C)，和

-6重量％的锰含量(Mn)，

其中，该合金含有根据以下公式Si重量％+Al重量％<1的硅(Si)和铝(Al)，以及

合金的其余部分包含铁(Fe)和各自熔体的不可避免的杂质。

可以根据图3导出不同的相关性，如下所述。例如，如果对具有以下组成的合金1(缩写为Leg.1)在不同温度下进行退火，fts值随着退火温度的升高而显著下降：

-0.12重量％的碳含量(C)，

-6重量％的锰含量(Mn)，

-作为合金组分的硅含量(Si)和/或铝含量(Al)，其中Si重量％+Al重量％<1，以及

合金的其余部分的铁(Fe)和不可避免的杂质。

对于合金2和3(缩写为Leg.2和Leg.3)也可以进行相似的观察。

此外，显示随碳含量的降低，fts值显著增加。Leg.2具有以下组成：

-0.056重量％的碳含量(C)，

-6重量％的锰含量(Mn)，

-作为合金组分的硅含量(Si)和/或铝含量(Al)，其中Si重量％+Al重量％<1，以及

合金的其余部分铁(Fe)和不可避免的杂质。

Leg.3具有以下组成：

-0.0重量％的碳含量(C)，

-6重量％的锰含量(Mn)，

-作为合金组分的硅含量(Si)和/或铝含量(Al)，其中Si重量％+Al重量％<1，以及

合金的其余部分铁(Fe)和不可避免的杂质。

换句话说，如果希望获得高fts值，这种中锰合金不应该退火得太高，并且它应该优选具有低碳含量。指向-C的方箭头(图3中向上)表示降低的碳含量导致增加的fts值。

退火温度的降低导致奥氏体更高的化学富集，从而导致更小的晶粒尺寸和更稳定的残余奥氏体。研究表明，在本发明的合金的情况下，残余奥氏体比例有利地为≥10％且≤60％。这些效应导致fts值增加。

还检查了各种退火方法对所得fts值的影响。在本文中，检查了具有亚温闭箱退火方法(图8中的方法S.2.1)的第1退火途径(下文称GR1)和具有完全奥氏体退火步骤(闭箱或连续退火线中进行)和随后的亚温闭箱退火方法(图9中的方法S.1+S.2.2)的第2退火途径(下文称GR2)。

图4显示绘制了本发明钢合金的fts值与退火温度的关系的图，其中将第1退火途径的影响与第2退火途径的影响进行比较。具体地，在此检查了本发明的钢合金样品，其包含：

-0.1重量％的碳含量(C)，

-6重量％的锰含量(Mn)，

-作为合金组分的硅含量(Si)和/或铝含量(Al)，其中Si重量％+Al重量％<1，

由此合金的剩余部分包含铁(Fe)和各自熔体中不可避免的杂质。

经受仅有一次亚温闭箱退火的第1退火途径GR1(图8中的方法S.2.1)的那些合金样品在图4中用黑色方块表示。这里，如已经结合图3所讨论的，如果合金样品具有小于0.12重量％的碳含量，则退火温度的降低导致fts值的增加。在图4中，该效果由黑色方箭头示出。

在图4中用白色填充的菱形示出了经过具有完全奥氏体退火和随后的亚温闭箱退火方法(图9中的方法S.1+S.2.2)的第2退火途径GR2的合金样品。例如，如果第一合金样品经受第1退火途径GR1，第二相同的第二合金样品经受第2退火途径GR2，则第二合金样品显示出的fts值高于第一合金样品的fts值。在图4中，该效果由白色方箭头示出。

如果进行具有完全奥氏体退火步骤(图9中的S.1方法)和随后的亚温闭箱退火方法(图9中的方法S.2.2)的双重退火GR2，则这导致微观结构的优化。具体地说，已经表明铁素体强度增加，残留奥氏体的稳定性增加。

这些合金样品的进一步研究表明，比较通过第1退火途径GR1的第一合金样品和通过第2退火途径GR2的相同的第二合金样品发现，第2退火途径GR2也导致均匀伸长率UE的增大，即退火途径的选择和各退火途径的参数(保持温度H1或H2，保持时间Δ1或Δ2等)的选择不仅对fts值有影响，而且对UE值有影响。

图5A示出了本发明的多种钢合金的fts值与均匀伸长率(UE)的关系曲线图。这涉及经受第1退火途径GR1的本发明钢合金。类似于图2的曲线图，这里也示出了属于CP钢或DP钢的钢合金。在该曲线图中，本发明的钢合金位于交叉阴影线的区域。基于该高度示意图的表示，可以看出，与CP钢相比，本发明的合金钢实现了明显更高的UE值。然而，与DP钢相比，它们获得显著更高的fts值。

在此制备了具有以下组成的合金样品，并对其进行第1退火途径GR1(见表1)。对于这些合金，可以实现663MPa至873MPa的拉伸强度R_m。该合金样品的fts值在约48％至74％的范围内，而UE值在约14％至32％的范围内。

图5B示出了本发明的多种钢合金的fts值与均匀伸长率(UE)的关系的另一曲线图。不过，这是经受第2退火途径GR2的本发明的钢合金。在该曲线图中，本发明的钢合金位于交叉阴影线的区域。在此还可以看出，与CP钢相比，本发明的钢合金实现了显著更高的UE值。然而，与DP钢相比，它们实现显著更高的fts值。

此处制备了具有以下组成的合金样品，并对其进行第2退火途径GR2(见表2)。对于这些合金，可以实现597MPa至996MPa的拉伸强度R_m。这些合金样品的fts值在约51％至75％的范围内，UE值在约10％至36％的范围内。

表3提供了作为不同温度处理的结果的机械特性值。对于每个温度处理，实现了820MPa至875MPa的拉伸强度和27％至31％的均匀伸长率。证明了所获得的fts值是有利的。根据图9，作为两阶段退火程序GR2的一部分的完全奥氏体退火S.1是优选的，其中设定了1000分钟≤H1≤6000分钟的相对长的保持时间。在该完全奥氏体退火之后，进行亚温退火S.2.2，如图9所示。

总之，对于所检验的本发明的合金组合物可以推定如下：

-如果根据本发明的工艺要求进行退火，则可以用本发明的合金组合物实现以下特征值；

-可以生产fts值大于40％的中锰冷轧带钢中间产品；

-特别地，中锰冷轧带钢中间产品可以通过单一退火GR1来生产(见图8)，其具有以下的fts值：48％≤fts≤74％(见图5A)；

-特别地，中锰冷轧带钢中间产品可以通过双重退火GR2来生产(见图9)，其具有以下的fts值：51％≤fts≤75％(见图5B)；

-可以生产UE值大于10％的中锰冷轧带钢中间产品；

-特别地，可以生产具有以下UE值的中锰冷轧带钢中间产品：14％≤UE≤32％(见图5A)；

-特别地，可以生产具有以下UE值的中锰冷轧带钢中间产品：10％≤UE≤36％(见图5A)。这里，UE＝10％被定义为最小要求。

总之，对于所研究的本发明的合金组合物，可以推定如下：

-通过降低中锰合金的碳含量，可以提高fts值；

-通过降低用于这种中锰合金的退火S.2.1或S.2.2的亚温退火温度T2，可以提高fts值；

-可以通过选择退火途径(退火途径GR1或GR2)来增加fts值；

-通过适当减少硅和铝合金组分可以进一步优化钢中间产品；

-通过任选地降低硫含量可以进一步优化钢中间产品。

上述以简化和纯粹示意性的形式概括的这些推定，在现有合金的定义方面给予开发者许多自由度。这将通过下面的实施例来说明。

当使用双重退火(GR2)时，可以使用其碳含量本身稍微高于单一退火GR1的合金，因为双重退火(GR2)比单一退火(GR1)实现更高的fts值。

在图6中，在本发明的合金组合物基础上观察到的各种效果示于该图中。该图纵坐标表示退火温度，横坐标表示合金组合物的碳含量。输入在实现提高的fts值时作为碳含量的函数的实验确定的最大退火温度T_ANmax。

连接白色菱形的点虚线表示经受双重退火方法(GR2)的合金的实验确定的退火温度T_ANMax。连接黑色方块的短虚线代表经受单一退火工艺(GR1)的合金的实验确定的退火温度T_ANmax。连接白色圆圈的实线表示当达到最大量的残余奥氏体时作为碳含量呈函数的实验确定的退火温度T_RAmax。

这里已经研究了包含6重量％锰(Mn)的合金组合物。如横坐标所示，碳含量从0重量％变化至0.12重量％。

图6中的点虚线可由以下等式(1)表示，其中T_ANmax是最大退火温度。等式(1)定义了图9的亚温退火S.2.2的最大退火温度T2。

T_ANmax＝684℃-(517℃×C％) (1)

图6中的短虚线可由以下等式(2)表示。等式(2)定义了图8的亚温退火S.2.1的最大退火温度T2。

T_ANmax＝684℃-(352℃×C％) (2)

其结果总结在图6中的研究证实，可以在相对高退火温度下以低碳含量起作用以获得提高的fts值。在较高的碳含量下，必须降低退火温度T2以获得提高的fts值。

从图6中总结的结果还可以推断，将碳含量降低到接近0重量％的水平是如此有效，以致于在这种合金组合物的退火过程中，可以采用甚至超过温度T_RAmax的退火温度T2而不会由此降低fts值。也就是说，在本发明的合金中，碳含量的降低是一种特别有效的措施。

从图6中总结的结果还可以推断，在例如0.05重量％至0.12重量％的较高碳含量下，可以通过降低退火温度T2获得较高的fts值。本发明的合金的碳含量越高，退火温度T2的降低必须越大。

如果如图9所示两次退火，则退火温度T2仅需要在碳含量超过0.056重量％时相对于T_RAmax降低。

在图7中，在该图中示出了本发明的其它方面。横坐标是以MPa为单位的强度等级R_m，纵坐标是以百分比为单位的fts值。最小fts值由倾斜的虚线示出，其中，作为边界条件，假定UE值为至少10％，即，UE≥10％。该虚线可由等式(3)数学描述。

fts_min＝104×e^(-0.001*Rm) (3)

在图7中，示出了由附图标记4表示的矩形限定的范围，该范围包括本发明的合金。对于在范围4内的合金，可确保它们一方面具有良好的局部形变性，另一方面具有良好的整体形变性。UE值总是高于10％，fts值总是高于40％。

在表4中总结了本发明合金的一些特征性质。

表5汇总了一些合金组合物及其特征性质。这些合金组合物与根据本发明选择的退火温度组合的示于表5中，因为它们处于本发明要求保护的范围4之外。

样品No.3.1仅达到8.1％的UE值。8.1％小于10％的最小UE值。未达到最小UE值的原因之一是碳含量，其为0.18重量％，高于本文设定的0.12重量％的上限。此外，没有达到公式3的40％的fts值的最小要求。

虽然样本No.3.2实现了足够高的UE值，但是29％的fts值明显低于fts_min＝40％。从等式(2)计算退火温度T2，根据本发明，对于该特定合金，退火温度应最大为612.80℃。然而，样品No.3.2在相对高的680℃下退火，这导致fts值太低。

尽管样本No.3.3获得了足够高的UE值，但是根据公式3，47％的fts值远远低于57％的所需fts值。未能达到最小fts值的原因之一在于锰的含量为1.83重量％，其低于本文设定的3.5重量％的下限。

根据本发明，因此，合金由以下成分组成：

-0.003重量％≤C≤0.12重量％的碳含量(C)，

-3.5重量％≤Mn≤12重量％的锰含量(Mn)，

-作为合金组分的硅含量(Si)和/或铝含量(Al)，其中Si重量％+Al重量％<1，任选地，还包括以下合金组分：

-任选的微合金组分，特别是钛含量(Ti)和/或铌含量(Nb)和/或钒含量(V)，和

-合金的其余部分包含铁(Fe)和熔体中不可避免的杂质。

在至少一些实施方式中，碳含量(C)为0.003重量％≤C≤0.08重量％，和/或锰含量(Mn)为4重量％≤Mn≤10重量％，特别是6重量％≤Mn≤10重量％，因为在这种情况下可以实现特别高的fts值。

在至少一些实施方式中，硅含量(Si)为0重量％≤Si≤1重量％。特别地，硅含量(Si)为0.2重量％≤Si≤0.9重量％。

在至少一些实施方式中，铝含量(Al)为0重量％≤Al≤1重量％。特别地，铝含量(Al)为0.01重量％≤Al≤0.7重量％。

在至少一些实施方式中，以重量％计，合金包含小于60ppm的硫含量(S)。

在至少一些实施方式中，合金包括0重量％≤Cr≤1重量％的铬含量(Cr)。

在至少一些实施方式中，合金包含一种或多种以下微合金组分：

-钛含量(Ti)，

-铌含量(Nb)，

-钒含量(V)。

在至少一些实施方式中，如果存在，钛含量(Ti)为0重量％<Ti≤0.12重量％。

在至少一些实施方式中，微合金组分一起占合金的最大比例为0.15重量％。

这里关于合金组成的信息应理解为重量百分比。合金的其余部分包括铁(Fe)以及在这种熔体中不可避免的杂质。以重量百分比计的数据总是总计为100重量％。

如上所述，本发明的方法包括在冷轧步骤之后执行的特殊退火步骤：

进行亚温闭箱退火S.2.1或S.2.2，最大退火温度T2为684℃-(517℃×以重量％计的碳含量)。以重量％计的碳含量在此也称为C％。如果该亚温闭箱退火方法是一步退火工艺的一部分，那么最大退火温度T2甚至可以低于如公式684℃-(352℃×以重量％计的碳含量)所表示的这些值。

图8中示出了一步退火工艺GR1的示例性细节。在亚温闭箱退火工艺S.2.1中，合金被加热到保持温度T2。在图8中，加热用E2表示。然后将合金在保持温度T2下保持保持时间Δ2。随后进行冷却。在图8中，冷却用Ab2表示。在下表6中，给出了用于本发明的一步退火工艺GR1的示例性参数：

亚温闭箱退火，也简称为亚温退火，在α+γ双相区的保温温度T2下进行。A_c3和A_c1之间的区域(见图8和9)称为α+γ双相区。

完全奥氏体退火方法S.1(参见图9)在保持温度T1高于单相γ区域中的A_c3温度、即T1>A_c3下进行。

图9示出了两步退火工艺GR2的示例性细节。在完全奥氏体退火工艺S.1中，将合金加热到保持温度T1。在图9中，该加热用E1表示。然后将该合金保持在保持温度T1下，保持时间为Δ1。然后冷却。在图9中，该冷却用Ab1表示。在随后的亚温闭箱退火工艺S.2.2中，将合金加热到保持温度T2。在图9中，该加热用E2表示。然后，将合金保持在保持温度T2下，保持时间为Δ2。然后冷却。在图9中，该冷却用Ab2表示。在下面的表7中，给出了本发明的两阶段退火工艺GR2的示例性参数：

从不同的图和这些图的描述可以得出，对于达到高于40％的高fts值，重要的是亚温闭箱退火工艺的退火温度T2不要过高。用于亚温闭箱退火工艺的最大退火温度T2总是低于A_c3，其上限由等式(1)或(2)限定。

本发明的冷轧带钢中间产品的性质尤其受到退火温度T1和/或T2的选择的影响，其中特别是温度T2取决于以重量％计的碳含量，并且总是低于最大退火温度A_c3。

本发明的冷轧带钢中间产品的fts值根据等式(3)，在最小均匀伸长率(A_g)为10％且拉伸强度(R_m)为590MPa至1350MPa时，其量为至少104×e^(-0.001*Rm)。这些fts值是在冷轧带钢中间产品的无缺口扁平拉伸试样上测定的。

本发明的冷轧带钢中间产品的特征尤其在于，如果使用图8的单步退火工艺GR1，它具有以下比例的微观结构：

-残余奥氏体含量为≥10％且≤60％，

-α-铁素体含量为≥20％且≤90％，和

-渗碳体含量((Fe,Mn)₃C)为≥0％且≤5％。

本发明的冷轧带钢中间产品的特征尤其在于，如果使用图9的两步退火工艺GR2，它具有以下比例的微观结构：

-马氏体含量为≥0％且≤20％，

-残余奥氏体含量为≥10％且≤60％，

-α-铁素体含量为≥20％且≤90％，和

-渗碳体含量((Fe,Mn)₃C)为≥0％且≤5％。

具有马氏体含量、残余奥氏体含量、α-铁素体含量和渗碳体含量的这种微观结构提供了本发明的冷轧带钢中间产品的特殊性质。

附图和公式标记：

中锰钢区域	1
		TRIP钢区域	2
TBF和Q&P钢区域	3
		区域	4
奥氏体相	γ
		双相区	α+γ
断后伸长率％	A
		奥氏体退火过程中的冷却	Ab1
亚温退火过程中的冷却	Ab2
		奥氏体形成开始时的温度/奥氏体起始温度，单位℃	A<sub>c1</sub>
奥氏体形式结束时的温度/奥氏体终止温度，单位℃	A<sub>c3</sub>
		均匀伸长率％	A<sub>g</sub>
测量80mm长度时的断后伸长率in％	A<sub>80</sub>
		碳含量，重量％	C％
奥氏体退火过程中的加热	E1
		亚温退火过程中的加热	E2
中间钢产品的初始厚度	d<sub>0</sub>
		中间钢产品的断裂面的厚度	d<sub>1</sub>
完全奥氏体退火过程中的保持时间	Δ1
		亚温退火过程中的保持时间	Δ2
断裂厚度应变，单位％	fts
		断裂厚度应变的最小值，单位％	fts<sub>min</sub>
铁素体相	α
		退火途径	GR
完全奥氏体退火过程中的保持	H1
		亚温退火过程中的保持	H2
拉伸强度，单位MPa	R<sub>m</sub>
		完全奥氏体退火	S.1
亚温退火	S.2.1,S.2.2
		时间	t
完全奥氏体退火过程中的保持温度	T1
		亚温退火过程中的保持温度	T2
最大退火温度，单位℃	T<sub>ANmax</sub>
		达到最大量的残余奥氏体时的退火温度，单位℃	T<sub>RAmax</sub>
均匀伸长率％	UE