锰钢中间产品的温度处理方法和以相应方式进行了温度处理的钢中间产品

摘要

本发明涉及锰钢中间产品的温度处理方法，该产品的合金包括：3wt％至12wt％的锰；下组中的一种或多种合金化元素：硅、铝、镍、铬、钼、磷、硫、氮、铜、硼、钴、钨；小于1wt％的可选的碳；可选的一种或多种微合金化元素，其总含量小于0.45wt％；和其余的铁组分和不可避免的杂质。温度处理包括第一温度处理过程和后续的第二温度处理过程。第一温度处理过程是高温过程，其中钢中间产品在第一保持期内经受高于临界温度限值的第一退火温度，临界温度限值CTT＝(856‑SK*锰含量)摄氏度，SK是斜率值；第二温度处理过程是退火过程，其中钢中间产品暴露于低于第一退火温度的第二退火温度。

权利要求

1.一种对锰钢中间产品进行温度处理的方法，所述锰钢中间产品的合金包括：○锰(Mn)，其含量处在下述锰范围MnB内：3wt.％≤Mn≤12wt.％，○下组中的一种或多种合金化元素组分：硅(Si)、铝(Al)、镍(Ni)、铬(Cr)、钼(Mo)、磷(P)、硫(S)、氮(N)、铜(Cu)、硼(B)、钨(W)、钴(Co),○小于1wt.％的可选的碳组分(C)，

○可选的一种或多种微合金化元素组分，其中所述微合金化元素的总含量小于

0.45wt.％，和

○作为其余物的铁组分(Fe)和不可避免的杂质，其中，对所述钢中间产品的温度处理包括第一温度处理过程S.1和后续的第二温度处理过程S.2，其特征在于-第一温度处理过程S.1是高温过程，其中所述钢中间产品在第一保持期Δ1期间经受高于临界温度限值TKG的第一退火温度T1，所述临界温度限值TKG如下定义：TKG＝(856-SK*锰含量)摄氏度，其中SK是斜率值，并且其中所述斜率值SK＝7.83±10％，-第二温度处理过程S.2是退火过程，其中所述钢中间产品经受低于第一退火温度T1的第二退火温度T2。

2.如权利要求1所述的方法，其中SK＝7.83。

3.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述锰范围MnB中的第一退火温度T1具有如下定义的依赖性：T1＝(866-SK*锰含量)摄氏度。

4.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，第一保持期Δ1至少为10秒。

5.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，第一保持期Δ1为10秒至6000分钟。

6.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，第二退火温度T2在温度A1和A3之间，其中A1是奥氏体化的起始温度，A3是完全奥氏体化的起始温度。

7.如权利要求1所述的方法，其特征在于，第二退火温度T2为630℃至675℃。

8.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，在第二温度处理过程S.2的范围内，在至少10秒的第二保持期Δ2期间保持第二退火温度T2。

9.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，包括所述钢中间产品的加热过程E2、第二退火温度T2的保持H2和所述钢中间产品的冷却过程A2的第二温度处理过程S.2进行少于

6000分钟。

10.如权利要求9所述的方法，其中，所述第二温度处理过程S.2进行少于5000分钟。

11.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述一种或多种合金化元素的含量在下述范围内：-硅(Si)≤3wt.％，

-铝(Al)≤8wt.％，

-镍(Ni)≤2wt.％，

-铬(Cr)≤2wt.％，

-钼(Mo)≤0.5wt.％，

-磷(P)≤0.05wt.％，

-硫(S)≤0.03wt.％，

-氮(N)≤0.05wt.％，

-铜(Cu)≤1wt.％，

-硼(B)≤0.005wt.％，

-钨(W)≤1wt.％，

-钴(Co)≤2wt.％。

12.如权利要求11所述的方法，其中硅(Si)≤2wt.％。

13.如权利要求11所述的方法，其中铝(Al)≤6wt.％。

14.如权利要求11所述的方法，其中镍(Ni)≤1wt.％。

15.如权利要求11所述的方法，其中铬(Cr)≤0.5wt.％。

16.如权利要求11所述的方法，其中钼(Mo)≤0.25wt.％。

17.如权利要求11所述的方法，其中磷(P)≤0.025wt.％。

18.如权利要求11所述的方法，其中硫(S)≤0.01wt.％。

19.如权利要求11所述的方法，其中氮(N)≤0.025wt.％。

20.如权利要求11所述的方法，其中铜(Cu)≤0.5wt.％。

21.如权利要求11所述的方法，其中硼(B)≤0.0035wt.％。

22.如权利要求11所述的方法，其中钨(W)≤0.5wt.％。

23.如权利要求11所述的方法，其中钴(Co)≤1wt.％。

24.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述微合金化元素是下组的元素：钛(Ti)、铌(Nb)、钒(V)。

25.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，第一温度处理过程S.1涉及在连续带钢设施或不连续运行的设施中进行的过程。

26.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，第二温度处理过程S.2是在连续带钢设施或不连续运行的设施中进行的过程，其中所述设施中的钢中间产品在退火过程中暴露于保护性气体气氛。

27.如权利要求26所述的方法，其特征在于，使用罩式退火设备作为不连续运行的设施。

28.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述钢中间产品在第二温度处理过程S.2下游的步骤中经受平整轧制过程，其中所述平整轧制过程主要用于调整所述钢中间产品的表面。

29.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，第一温度处理过程S.1在热轧过程中进行，其中所述热轧过程以高于所述临界温度限值TKG的轧制末端温度进行。

30.一种已根据权利要求1至29中任一项所述的方法热处理过的钢中间产品，其特征在于，其吕德斯应变小于3％。

31.如权利要求30所述的钢中间产品，其吕德斯应变小于1％。

32.如权利要求30所述的钢中间产品，其特征在于，在所述钢中间产品经历后续的平整轧制过程之前，在所述钢中间产品上可测得小于3％的吕德斯应变。

33.如权利要求30所述的钢中间产品，其特征在于，由于吕德斯应变的减少，与平整轧制时的吕德斯应变减少相比，其具有更大的有用的技术伸长率。

说明书

锰钢中间产品的温度处理方法和以相应方式进行了温度处理

的钢中间产品

技术领域

[0001] 本发明涉及一种对锰钢中间产品进行温度处理的方法。本发明还涉及锰钢中间产品的特定合金，其通过特殊工艺受到温度处理以实现显著减少的吕德斯(Lüders)应变。本申请要求2016年3月23日提交的欧洲专利申请EP 16 162 073.7的优先权。

背景技术

[0002] 组合物和合金以及制造过程中的热处理分别对钢产品的性能有显著影响。

[0003] 已知在热处理过程中，预热、保持和冷却会对钢产品的最终结构产生影响。此外，如已经指出的，钢产品的合金组成显然也起主要作用。合金钢的热力学和材料-技术关系非常复杂，并取决于许多参数。

[0004] 已经表明，钢产品的微观结构中的不同相的组合可以影响机械性能和可变形性。

[0005] 根据具体的要求内容，使用不同的钢。

[0006] 现今新钢合金的一个重要组分是锰(Mn)。这些是所谓的中锰钢。以重量百分比(wt.％)计的锰含量常常为3至12。由于其微观结构，中锰钢具有高拉伸强度和高伸长率的组合。在汽车工业中的典型应用是复杂的安全相关的深拉部件。

[0007] 在图1中，示出了经典的、高度示意性的图，其中将断裂伸长率A80(％)(也称为总伸长率)相对于拉伸强度(MPa)作图。拉伸强度在此缩写为Rm。图1的图概述了目前用于汽车工业的钢材的强度等级。通常，以下描述适用：钢合金的拉伸强度Rm越高，该合金的总伸长率A80越低。简单来说，可以说总伸长率A80随着拉伸强度Rm的增加而减小，反之亦然。因此，有必要在每种应用中找到总伸长率A80和拉伸强度Rm之间的最佳折衷。

[0008] 在汽车领域，人们使用各种不同的钢合金，每种合金都针对其在车辆上的特定应用区域进行了优化。对于内部和外部面板、结构部件和保险杠，使用具有良好能量吸收性的合金。用于车辆外壳的钢板则相对“柔软”并且具有例如约300MPa的拉伸强度Rm和大于30％的良好的总伸长率A80。例如，安全相关部件的钢合金的拉伸强度Rm为600MPa至1000MPa。例如，TRIP(转变诱导塑性)钢(图1中的附图标记1)非常适合于此目的。

[0009] 对于应当防止车辆部件在事故中内陷的钢制屏障(例如用于侧面碰撞保护)，使用具有通常大于1000MPa的高拉伸强度Rm的钢合金。在这种情况下，例如，新一代高强度AHSS(先进高强度钢)钢是合适的(图1中的附图标记2)。此类型包括TBF(TRIP贝氏体铁素体)钢和Q&P(淬火和分割)钢。这些高强度AHSS钢具有例如1.2wt.％至3wt.％的锰含量和0.05wt.％至0.25wt.％的碳含量C。

[0010] 在图1中由附图标记3表示的区域中，示意性地概述了已经提到的中锰钢。由附图标记3表示的区域包括Mn含量为3至12wt.％且碳含量≤1wt.％的中锰钢。

[0011] 现今的中锰钢由于其超细晶粒(通常≤1μm)而具有显著的屈服强度，这在拉伸试验中明显可见。示例性拉伸曲线4(也称为应力-应变曲线)在图2中示出。在图2中，将张力σ(以MPa为单位)对伸长率ε(％)绘图。拉伸曲线4显示出中间极大值5，其被称为上屈服强度(ReH)，然后是平稳段6。在下屈服强度(ReL)的区域中，平稳段6变为上升曲线区域。平稳段6的“长度”被称为吕德斯应变(AL)，如图2所示。在用于汽车工业的部件表面上，具有如此显著的屈服强度的钢产品可以形成不希望的吕德斯带(拉伸-应变标记(stretcher-strainer mark))。因此，通常需要利用再轧制过程来减小显著的屈服强度。在相应的再轧制设施(通常使用平整轧机)中的后处理也称为平整轧制(skin-pass rolling)。

[0012] 用于平整轧制的能量和技术努力有时非常高。另外，该过程导致可用伸长率的降低。

[0013] 因此，目的是开发一种吕德斯应变较不显著的锰钢中间产品的生产方法。优选地，所述锰钢中间产品应该没有(可测量的)吕德斯应变。

发明内容

[0014] 对中锰钢的众多合金成分的研究表明，这些钢的原始奥氏体晶粒尺寸与吕德斯应变之间存在相关性。这意味着原始奥氏体晶粒尺寸对这些钢的机械性能有影响。一般来说，可以假设吕德斯应变行为与原始奥氏体晶粒尺寸成反比。

[0015] 因此，本发明的部分目的是找到一种合金组合物和温度处理方法，以增加原始奥氏体晶粒尺寸并在中锰钢结构中显现增大的奥氏体晶粒。不同于关注提供超细结构(其具有平均粒径为约1μm的超细晶粒)的现有技术(例如参见WO2014095082A1)，本发明的目的在于不同的方向。另外，在示例性专利申请WO2014095082A1中，使用了双退火过程，其与其他温度和处理过程一起进行。用WO2014095082A1的方法制造的钢产品具有显著的屈服强度。

[0016] 根据本发明，提供了一种特别合适的锰钢合金和一种对锰钢中间产品进行温度处理的优化过程。

[0017] 本发明的锰钢合金包含：

[0018] -锰组分(Mn)，其处在下述锰范围内：3wt.％≤Mn≤12wt.％，

[0019] -下组中的一种或多种合金化元素组分：硅(Si)、铝(Al)、镍(Ni)、铬(Cr)、钼(Mo)、磷(P)、硫(S)、氮(N)、铜(Cu)、硼(B)、钴(Co)、钨(W)，

[0020] -小于1wt.％的可选的碳组分(C)，

[0021] -可选的一种或多种微合金化元素组分，例如钛(Ti)、铌(Nb)和钒(V)，其中所述微合金化元素的总含量小于0.45wt.％，和

[0022] -作为其余物的铁组分(Fe)和不可避免的杂质。

[0023] 由此锰钢合金的熔体制得的锰钢中间产品在本发明的温度处理范围内经受第一温度处理过程和后续的第二温度处理过程。

[0024] 第一温度处理过程是高温过程，其中钢中间产品在第一保持期期间经受高于临界温度限值(称为TKG)的第一退火温度，其中该临界温度限值(TKG)如下定义：TKG≥(856-SK*锰含量)摄氏度，其中SK是斜率值。

[0025] 上式作为临界温度限值(TKG)的定义，表明了随着锰含量的增加，临界温度限值(TKG)在所述锰范围内降低。

[0026] 上述斜率值在所有实施方式中优选如下定义：SK＝7.83±10％，特别优选SK＝7.83。

[0027] 第二温度处理过程是钢中间产品经受第二退火温度T2的退火过程，该第二退火温度T2在各情况下都低于第一退火温度T1。

[0028] 优选地，第一退火温度T1在所有实施方式中都显示出对合金的所述锰范围的依赖性，其如下定义：T1≥TKG。

[0029] 特别优选临界温度TK≥(866-SK*锰含量)摄氏度的本发明的实施方式，其中下述情况适用：SK＝7.83±10％。

[0030] 优选地，第一保持期在所有实施方式中为至少10秒。特别优选地，第一保持期在所有实施方式中为10秒至7000分钟。

[0031] 优选地，第二退火温度T2在所有实施方式中在温度A1和A3之间。

[0032] 当第二温度处理过程(其包括钢中间产品的加热、第二退火温度的保持和钢中间产品的冷却)进行少于6000分钟时，会获得有利的结果。优选地，该总时间甚至少于5000分钟。

[0033] 本发明可特别有利地应用于其中一种或多种合金化元素的比例在下述范围内的合金：

[0034] -硅(Si)≤3wt.％，优选≤2wt.％，

[0035] -铝(Al)≤8wt.％，优选≤6wt.％，

[0036] -镍(Ni)≤2wt.％，优选≤1wt.％，

[0037] -铬(Cr)≤2wt.％，优选≤0.5wt.％，

[0038] -钼(Mo)≤0.5wt.％，优选≤0.25wt.％，

[0039] -磷(P)≤0.05wt.％，优选≤0.025wt.％，

[0040] -硫(S)≤0.03wt.％，优选≤0.01wt.％，

[0041] -氮(N)≤0.05wt.％，优选≤0.025wt.％，

[0042] -铜(Cu)≤1wt.％，优选≤0.5wt.％，

[0043] -硼(B)≤0.005wt.％，优选≤0.0035wt.％，

[0044] -钨(W)≤1wt.％，优选≤0.5wt.％，

[0045] -钴(Co)≤2wt.％，优选≤1wt.％。

[0046] 在使用下组的元素作为微合金化元素的所有实施方式中都显示了有利的结果：钛(Ti)、铌(Nb)、钒(V)。

[0047] 本发明首次使得提供具有小于3％、优选小于1％的吕德斯应变AL的钢中间产品成为可能。

[0048] 同时，在所有实施方式中，本发明的钢中间产品优选具有大于3μm的平均初级奥氏体晶粒尺寸。

[0049] 本发明的钢中间产品的合金优选具有本发明的平均锰含量，这意味着锰含量范围为3wt.％≤Mn≤12wt.％。优选地，所有实施方式中的锰含量范围为3.5wt.％≤Mn≤8.5wt.％。

[0050] 本发明的钢产品的碳含量通常相当低。此外，在所有实施方式中碳组分都是可选的。即，碳含量在本发明中的范围是C≤1wt.％。特别优选的是碳含量在下述范围之一中的实施方式。

[0051] a)0.01≤C≤0.8wt.％，或者

[0052] b)0.05≤C≤0.3wt.％。

[0053] 在本发明的优选方法中，第一温度处理过程在连续带钢设施(退火设施)中进行。该过程也称为连续退火。或者另一种可能是对钢中间产品的不连续热处理(罩式退火)。

[0054] 如果考虑对热轧带钢的温度处理，则本发明的第一温度处理也可以通过热轧期间的特殊温度控制来进行。在此特殊温度控制下，注意确保热轧期间热轧带钢的轧制末端温度高于临界温度限值TKG。

[0055] 在本发明的优选方法中，第二温度处理过程在不连续运行的设施中进行，其中钢中间产品在保护性气体气氛中于该设施内经受退火过程。该过程优选在罩式退火设施中进行。然而，第二温度处理过程在所有实施方式中也可以在连续带钢设施(退火设施)或在热浸镀锌设施中进行。

[0056] 所有实施方式的钢中间产品可以可选地经受平整轧制过程，这主要用于调整钢中间产品的表面。不需要更密集的平整轧制，因为本发明的钢中间产品的吕德斯应变低。

[0057] 因此，利用本发明，可以减少或完全避免平整轧制的程度。

[0058] 本发明有利的是，可制造吕德斯应变小于3％、优选小于1％的钢中间产品。

[0059] 本发明有利的是，可制造拉伸强度Rm(也称为最小强度)大于490MPa的钢中间产品。

[0060] 本发明有利的是，可制造由于吕德斯应变减少而具有大于10％的(最小)总伸长率(A80)的钢中间产品。

[0061] 本发明有利的是，由于吕德斯应变减少，钢中间产品具有增加的技术上可用的伸长率。

[0062] 本发明可用于例如提供冷轧扁平产品(例如线圈)形式的冷轧钢产品。本发明还可用于例如生产薄片或线材及线材产品。

[0063] 本发明还可用于提供热轧带钢产品。

[0064] 本发明的其他的有利的实施方式形成从属权利要求的主题。

附图说明

[0065] 将参照附图在下面更详细地描述本发明的实施方式。

[0066] 图1示出了一幅高度示意性的图，其中针对汽车工业中的各种钢，将(最小)总伸长率(A80)(％)相对于拉伸强度(Rm)(以MPa为单位)作图；

[0067] 图2示出了具有显著屈服强度(吕德斯应变AL)的钢产品的示意性应力-应变图；

[0068] 图3示出了显示两种温度处理过程的示意图；

[0069] 图4以示意图的形式示出了临界温度TK和相应的临界温度限值TKG的历程；

[0070] 图5示出了一个示意图，其一方面以百分比示出了吕德斯应变AL，另一方面示出了平均原始奥氏体晶粒尺寸(DUAK M)，作为第一退火温度T1的函数，其中，在该图中示出了两种不同的样品的相应曲线；

[0071] 图6示出了显示张力σ(以MPa为单位)与伸长率ε(以％为单位)的函数关系的示意图(与图2类似)，其中四种相同的合金在此情况下经历了四种不同的温度处理过程。

具体实施方式

[0072] 根据本发明，涉及钢产品或钢中间产品，其特征在于特殊的微观结构丛(constellation)和性质。

[0073] 在下文中，有时使用术语“中间钢产品”来强调不关注成品钢产品、而是关注多阶段生产过程中的初级或中间产品。这种制造工艺的起点通常是熔体。在下文中，给出了熔体的合金组成，因为在制造过程的这一段，可以相对准确地影响合金组成(例如，通过添加诸如合金化元素和可选的微合金化元素等组分)。钢中间产品的合金组成通常仅略微偏离熔体的合金组成。

[0074] 除非另有说明，否则本文的量或含量信息主要以重量百分比(缩写为wt.％)的形式给出。如果分别提供关于合金或钢产品的组成的信息，则除了明确列出的材料或物质之外，所述组成中还包括作为基本材料的铁(Fe)和所谓的不可避免的杂质，其总是出现在熔池中，并且也出现在所得的钢中间产品中。所有wt.％形式的陈述都必须总是加至100wt.％，而所有体积％都必须总是加至总体积的100％。

[0075] 除了合金化元素的特殊组合之外，还使用特殊优化的温度处理过程。相应的图在图3中示出，并将在下面进行更详细地说明。

[0076] 对钢中间产品的温度处理包括第一温度处理过程S.1和后续的第二温度处理过程S.2。这两个温度处理过程S.1和S.2在图3中以彼此相邻的两个温度-时间图表示出。

[0077] 第一温度处理过程S.1是高温过程，其中，钢中间产品在第一保持期Δ1期间经受第一退火温度T1(该步骤也称为保持H1)。退火温度T1在保持H1期间高于临界温度限值TKG。

[0078] 经多种检验确定，该临界温度限值TKG的历程(尤其)依赖于锰钢中间产品的合金的锰含量Mn。在图4中，示出了临界温度TK(由直线7表示)和相应的临界温度限值TKG(由直线8表示)的历程。

[0079] 在横轴上，锰范围MnB以重量百分比绘制。如已经提到的，本发明在锰含量特别处在3wt.％≤Mn≤12wt.％的锰范围MnB内时给出了优异的结果。该锰范围MnB通过Mn＝3wt.％和Mn＝12wt.％处的两条纵向边界线在图4中示出。

[0080] 图4以示例的方式示出了基于小圆圈符号的四个样品的测量结果。关于这四个示例性样品和本发明的其他样品的进一步细节在表1和2中示出。

[0081]

[0082]

[0083] 各类型的合金组成在表1中示出，其中仅提及了必需的合金化成分。对于每种类型，有许多实施方式已测试过。相应的实例在表2的左栏中编号，编号为1至26。

[0084] 在图4中，以下四个样品用提到的圆圈符号表示：类型4,18；类型1,1；类型3,14和类型7,24(命名“类型4,18”表示例如类型4、第18号实例的合金组成)。

[0085] 如果图4的圆圈符号或测量结果分别用直线插值，则产生不断下降的直线7，如图4所示。该直线7可由下述等式(1)限定，其中TK以摄氏度为单位给出：

[0086] TK＝(866–SK*锰含量)    (1)

[0087] 绝对值866(以摄氏度为单位)定义了与竖轴的交点，值SK定义了斜率。因此SK也称作斜率值。

[0088] 检验显示，在所有实施方式中斜率值SK优选为7.83±10％。

[0089] 另外，可以看出本发明的合金组合物的临界温度TK始终高于下限临界温度限值TKG。该下限临界温度限值TKG在图4中作为直线8示出。

[0090] 该直线8可由下述等式(2)限定，其中TKG以摄氏度为单位给出：

[0091] TKG＝(856–SK*锰含量)    (2)

[0092] 直线8平行于直线7。

[0093] 可以提出下述条件：对于锰钢中间产品的钢合金，如已定义的，第一退火温度T1必须始终高于下限临界温度限值TKG，以确保获得吕德斯应变AL小于3％的锰钢中间产品。

[0094] 可以看出，第二温度处理过程S.2也对吕德斯应变具有影响。为了保持结构中奥氏体晶粒的晶粒尺寸，在任何情况下第二退火温度T2都必须低于第一退火温度T1。由于第一退火温度T1始终高于下限临界温度限值TKG，所以可得出第二退火温度T2应优选低于下限临界温度限值TKG的结论。

[0095] 由图3的示意性实例可看出第一退火温度T1高于温度限值TKG，并且第二退火温度T2在A1和A3之间。第二温度处理S.2在这种情况下也称为临界区退火(intercritical annealing)。

[0096] 在所有实施方式中，第一保持期Δ1优选至少10秒，优选为10秒至6000分钟。

[0097] 在所有实施方式中，第二保持期Δ2为至少10秒。在图3中，两个保持期Δ1和Δ2仅通过实例示出。第一温度处理过程S.1和第二温度处理过程S.2之间的间隔可视需要来选择。通常，第二温度处理过程S.2在第一温度处理过程S.1后不久进行。

[0098] 在优选的实施方式中，包括钢中间产品的加热E1、第一退火温度T1的保持H1和钢中间产品的冷却Ab1的第一温度处理过程S.1进行少于7000分钟。

[0099] 在优选的实施方式中，包括中间钢产品的加热E2、第二退火温度T2的保持H2和钢中间产品的冷却Ab2的第二温度处理过程S.2进行少于6000分钟，优选少于5000分钟。

[0100] 此外，可以看出吕德斯应变AL的明显减少与第一温度处理过程S.1和/或第二温度处理过程S.2是在连续带钢设施中(例如在连续设施中)进行还是在不连续设施中(例如带罩式退火器)进行无关。

[0101] 本发明对冷轧带钢中间产品和热轧带钢中间产品都可适用。在这两种情况下，可看到吕德斯应变AL的明显减少。

[0102] 使第一退火温度T1升至高于临界温度限值TKG的值明显引起了平均原始奥氏体晶粒尺寸的增加和吕德斯应变AL的明显减少。

[0103] 图5示出：随着退火温度T1的升高，如下所述的类型1和类型2的两个示例性样品(另见表1)的吕德斯应变AL(百分比)的减少以及平均原始奥氏体晶粒尺寸(DUAK M)(以μm为单位)的依赖性。

[0104] 没有微合金化的类型1的合金样品的化学组成：

[0105] Mn＝5.08wt.％，

[0106] C＝0.096wt.％，

[0107] 剩余物：铁Fe和不可避免的杂质。

[0108] 具有微合金化的类型2的合金样品的化学组成：

[0109] Mn＝5.13wt.％，

[0110] C＝0.097wt.％，

[0111] Nb＝0.90wt.％，

[0112] 剩余物：铁Fe和不可避免的杂质。

[0113] 由图5可看出，在所考察的类型1的合金组合物(由曲线9表示)中，当期望获得该类型1的合金组合物的小于3％的吕德斯应变时，临界温度限值TKG为约820℃。曲线10示出了平均原始奥氏体晶粒尺寸DUAK M 1作为温度T1的函数的相关历程。对于实例类型1，获得的其晶粒尺寸大于3μm。

[0114] 由图5可看出，在所考察的类型2的合金组合物(由曲线11表示)中，当期望获得该类型2的合金组合物的吕德斯应变小于3％时，临界温度限值TKG2为约970℃。曲线12示出了平均原始奥氏体晶粒尺寸(DUAK M)作为温度T1的函数的对应曲线。对于实例类型2，此结果的晶粒尺寸大于8μm。微合金化元素铌(Nb)具有可识别的影响，其表现为：对于AL<3％，TKG2(与TKG1相比)向更高的临界温度迁移。

[0115] 图5中的曲线10和12示出了原始奥氏体晶粒尺寸随着温度T1的升高而增加。

[0116] 基于上述等式(2)，对于类型1的合金组合物，可如下确定下限温度限值TKG1：

[0117] TKG1＝(856-7.83*5)＝约817℃      (2.1)

[0118] 在图5中，相应的下限温度限值TKG1显示为垂直虚线。可看出类型1的合金组合物从退火温度T1高于TKG1起具有大于3μm的平均晶粒尺寸。下限温度限值TKG1在图4中由小的黑色三角形表示。

[0119] 基于等式(2)，对于类型2的合金组合物，可如下确定下限温度限值TKG2：

[0120] TKG2＝(856-7.83*5)＝约817℃＝TKG1    (2.2)

[0121] 对于具有Nb含量的合金组合物，该微合金引起临界温度限值TKG的升高。在图5中可以看出，利用类型2的实例，临界温度限值TKG2比类型1的合金组合物高约150℃。在图5中，相应的有效下限临界温度限值T*KG2显示为垂直虚线。在类型2的合金组合物的情况下，退火温度必须是T1>T*KG2＝TKG2+150℃。在这种情况下，所得的平均原始奥氏体晶粒尺寸≥8μm。

[0122] 图6示出的示意图显示出张力σ(以MPa为单位)与伸长率ε(以％为单位)的函数关系。将图6的图示与图2的图示进行比较，其中图6仅示出了一小部分。

[0123] 具体而言，在此比较了四个相同的样品(表1的类型3合金)。类型3合金也满足本发明的要求。所有四个样品分别经受第一温度处理过程S.1和后续的第二温度处理过程S.2。所有过程参数都相同，不同之处在于在第一温度处理过程S.1中，如下改变第一退火温度T1(参见下表3的第二列)：

[0124]

[0125] 在这些实验中，类型3的合金具有下述主要组成：

[0126] Mn＝6.38wt.％，

[0127] C＝0.1wt.％，

[0128] 剩余物：铁Fe和不可避免的杂质。

[0129] 图6的实线曲线13.1(表2的类型3,14)显示出清晰可见的显著的屈服强度，并具有约2.6％的吕德斯应变AL。此处的温度T1为810℃，其对于类型3合金和斜率值SK＝7.83而言略高于下限临界温度限值TKG。

[0130] 曲线13.2代表类型3的另一个示例性样品(表2的类型3,15)，其中此处的屈服强度仍然略为显著。

[0131] 另一个相同的样品(参见图6中的短线段虚线曲线13.3)在更高的温度T1＝900℃(即T1>TKG)下经历温度处理，并且不再能看到显著的屈服强度。这涉及表2的类型3,16。

[0132] 曲线13.4代表类型3的又一个示例性样品，其中在此情况下，也不再能看到显著的屈服强度。这涉及表2的类型3,17。

[0133] 当结合图1考虑本发明的锰钢中间产品时，相应的测量值(例如对于类型1、类型2和类型3的合金组合物)为约700至1000MPa，总伸长率A80为约20％至40％。

[0134] 附图标记列表

[0135]

[0136]