DE102018220500A1

DE102018220500A1 - Verfahren zur Herstellung eines Mehrphasenstahls

Info

Publication number: DE102018220500A1
Application number: DE102018220500.0A
Authority: DE
Inventors: Mostafa Biglari; Christoph Hassel; Ulrich Sommers; Thomas Heimann
Original assignee: SMS Group GmbH
Current assignee: SMS Group GmbH
Priority date: 2018-11-28
Filing date: 2018-11-28
Publication date: 2020-05-28
Also published as: WO2020109447A1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Mehrphasenstahls, insbesondere in Form eines Bandes, bei dem der Stahl während seiner Herstellung zunächst in einem ersten Schritt von einem vollaustenitischen Bereich in einen teilaustenitischen Bereich gebracht wird und der Stahl dann in einem zweiten Schritt vom teilaustenitischen Bereich abgekühlt wird, wobei ein Gefügemodell zur Bestimmung mindestens eines Phasenanteils des Stahls eingesetzt wird. Um ein Gefügemodell bereitzustellen, welches eine verbesserte Vorhersage der Phasenbestandteile des Stahls erlaubt, sieht die Erfindung vor, dass bei dem Gefügemodell für die Umwandlungstemperatur und/oder für die Kühlrate im ersten Schritt eine Gleichung zugrunde gelegt wird, die für die Umwandlung aus dem vollaustenitischen Bereich gilt, wobei die Gleichung für die Berechnung der Umwandlung aus dem teilaustenitischen Bereich im zweiten Schritt modifiziert wird.

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Mehrphasenstahls, insbesondere in Form eines Bandes, bei dem der Stahl während seiner Herstellung zunächst in einem ersten Schritt von einem Austenitgehalt von größer als 50 %, vorzugsweise von einem Austenitgehalt von größer als 90 % und besonders bevorzugt von einem vollaustenitischen Bereich, in einen teilaustenitischen Bereich gebracht wird und der Stahl dann in einem zweiten Schritt vom teilaustenitischen Bereich abgekühlt wird, wobei ein Gefügemodell zur Bestimmung mindestens eines Phasenanteils des Stahls eingesetzt wird.
Mehrphasenstähle ermöglichen wegen ihrer mechanischen Eigenschaften insbesondere eine Leichtbauweise von strukturellen Teilen von Autokarosserien. Während der Herstellung dieser Stähle wird die Temperatur in den sogenannten interkritischen Bereich gebracht. Hierdurch entsteht eine Mikrostruktur mit mehreren Phasen (Austenit und Ferrit). Durch eine gezielte Abkühlung wandelt sich der Austenit (teilweise) in Ferrit, Martensit, Bainit und/oder Perlit um, um eine gewünschte Mikrostruktur zu erreichen. Gegenüber herkömmlichen Stählen verlangen diese interkritischen Prozesse ein genaueres Temperatur-Zeit-Profil bzw. eine genaue Verfolgung des Gefüges.
Für die Verfolgung des Gefüges können sowohl Messungen als auch (Gefüge)Modelle eingesetzt werden.
Aus der DE 199 41 600 A1 , aus der DE 199 41 736 A1 und aus der WO 2014 177 431 A1 sind Verfahren zur Prozessführung und Prozessoptimierung beim Warmwalzen von Metall bekannt, wobei die vom heißen Metall emittierte elektromagnetische Strahlung als Spektrum online erfasst und ausgewertet wird oder wobei die Breite des Metalls online gemessen wird oder wobei die von einem Röntgenstrahlgerät emittierte elektromagnetische Strahlung das Metall (hier in Form eines Metallbandes) durchdringt und auf der Rückseite des Metallbandes online erfasst und ausgewertet wird. Damit kann eine Auswertung von kristallografischen und/oder Gefügeumwandlungen und/oder chemischen Umwandlungen erfolgen, die bei bestimmten Temperaturen des Metalls auftreten. In Abhängigkeit des Umwandlungsgrades bzw. des Umwandlungsverlaufs können dann geeignete Prozesssteuer- und/oder Prozessregelgrößen zur Prozessoptimierung abgeleitet werden und/oder eine Online-Adaption der Prozessmodelle erfolgen.
Es ist ebenfalls bekannt, die Prozesssteuerung alleine mittels Gefügemodellen und herkömmlichen Betriebsparametern vorzunehmen. Beispiele solcher herkömmlichen Betriebsparameter sind die Temperatur, die Geometrie des Produkts, der Walzgrad und die Prozessgeschwindigkeit.
Aus der WO 99/24182 A1 ist es bekannt, die Betriebsparameter einer hüttentechnischen Anlage zur Behandlung von Stahl oder Aluminium mittels eines Gefügeoptimierers in Abhängigkeit der gewünschten Materialeigenschaften des Metalls zu bestimmen. Mittels eines Gefügebeobachters werden die zu erwartenden Material- und Gebrauchseigenschaften ermittelt. Es folgt ein Vergleich zwischen Sollwerten und den von dem Gefügebeobachter ermittelten Werten für die Material- und Gebrauchseigenschaften. Sofern eine Differenz zwischen den beobachteten bzw. berechneten und den ermittelten Werten vorliegt, werden die Betriebsparameter, wie Eingangs- und Ausgangstemperatur der Walzstrecke sowie die Reduktionsgrade, verändert.
In der WO 99/24182 A1 sind zudem die Veränderungen des Gefüges von Stahl beim Walzen erläutert, während die DE 199 41 600 A1 bzw. die DE 199 41 736 A1 die γ-α-Gefügeumwandlung von Stahl näher beschreiben.
In der DE 10 2016 100 811 A1 wird eine Methode beschrieben, bei der der Prozess anhand eines errechneten Gefügekennwerts bestimmt wird. Hierzu wird ein Modell mit angepassten ZTU-Schaubildern zur Berechnung der Phasenbestandteile bei Abkühlen aus dem interkritischen Bereich benutzt.
Die DE 10 2012 224 502 A1 beschreibt eine Methode zur Berechnung von ZTU-Schaubilder aus dem vollaustenitischen Bereich zur Prozesssteuerung bei der Stahlerzeugung.
Die messtechnische Erfassung setzt den Einsatz von komplexen Messmethoden voraus, was den Einsatz dieser Methode in der Praxis erschwert.
In der DE 10 2016 100 811 A1 wird erläutert, dass angepasste ZTU-Schaubilder für die Abkühlung aus dem interkritischen Bereich notwendig sind. Das hierzu verwendete Modell wird hier aber nicht näher beschrieben. Allerdings wird dort nicht beschrieben, wie die ZTU-Schaubilder berechnet werden können.
Die Berechnung von ZTU-Schaubildern aus dem vollaustenitischen Zustand ist allerdings aus der DE 10 2012 224 502 A1 bekannt; auf dieses Dokument der Patentanmelderin wird nachfolgend explizit Bezug genommen. Die dort genannten Formeln sind jedoch für den Fall einer Austenitisierung im Bereich von kleiner als 100 % nicht ausreichend, da nicht berücksichtigt wird, dass durch den schon vorhandenen Anteil an umgewandeltem Ferrit bereits Keimstellen für weitere Umwandlung vorhanden sind.
Für die Einstellung der mechanischen Eigenschaften insbesondere von Mehrphasenstählen ist die Einstellung der Phasenanteile wesentlich. Diese Phasenanteile werden durch die Legierung des Mehrphasenstahls und die Phasenanteile des Mehrphasenstahls am Anfang und das Zeit-Temperatur-Profil des Mehrphasenstahls, das bei der Herstellung vorliegt, bestimmt. Falls es möglich wäre, die Phasenanteile mit einem Prozessmodell vorherzusagen, dann könnte dadurch das benötigte Zeit-Temperatur-Profil berechnet werden. Die Prozesssteuerung kann dann die Produktionsparameter ändern, so dass das benötigte Zeit-Temperatur-Profil zur Einstellung der gewünschten Phasenanteile vorliegt.
Die bislang verfügbaren Prozessmodelle können nicht genau genug die Phasenumwandlungen von Mehrphasenstählen berechnen, weil die herkömmlichen Modelle die geänderte Kinetik bei der Kühlung aus dem interkritischen Bereich nicht berücksichtigen.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein gattungsgemäßes Verfahren so fortzubilden, dass es ermöglicht wird, ein Gefügemodell bereitzustellen, welches eine verbesserte Vorhersage der Phasenbestandteile des Stahls erlaubt.
Die Lösung dieser Aufgabe durch die Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass bei dem Gefügemodell für die Umwandlungstemperatur und/oder für die Kühlrate im ersten Schritt eine Gleichung zugrunde gelegt wird, die für die Umwandlung aus dem vollaustenitischen Bereich gilt, wobei die Gleichung für die Berechnung der Umwandlung aus dem teilaustenitischen Bereich im zweiten Schritt modifiziert wird.
Bevorzugt ist dabei vorgesehen, dass für die Umwandlung im oben genannten ersten Schritt aus dem vollaustenitischen Bereich für die Umwandlungs(start)-Temperatur (T^Φ) die Beziehung zugrunde gelegt wird: $T^{\emptyset} = a_{0} + \sum_{i}^{n} a_{i} c_{i} + \sum_{i, j}^{n} b_{i, j} c_{i} c_{j} + c_{1} M + c_{2} \sqrt{\dot{T}} + c_{3} I n (\dot{T})$
mit

ai, bi,j, ci:: vorgegebene Regressionskonstanten
Ci, Cj:: Konzentrationen der einzelnen Elemente in Gewichtsprozent
n:: Anzahl der berücksichtigen Elemente
Ṫ:: aktuelle Kühlrate
M:: ASTM-Korngröße (zwischen 1 und 10)

Für die Umwandlungstemperatur (T^Φ') aus dem teilaustenitischen Bereich im oben genannten zweiten Schritt kann dann die genannte Beziehung wie folgt modifiziert wird: $T^{\emptyset'} = T^{\emptyset} + d_{0} A + d_{1} A^{- 1} + d_{2}$
mit

d₀, d₁, d₂:: vorgegebene Regressionskoeffizienten
A:: Austenitanteil zu Beginn der Umwandlung

Für die Umwandlung aus dem vollaustenitischen Bereich im oben genannten ersten Schritt für die kritische Kühlrate Ṫ^∅| e kann die Beziehung zugrunde gelegt werden: $log ({\dot{T}}^{\emptyset}) = a_{0} + \sum_{i}^{n} a_{i} c_{i} + \sum_{i, j}^{n} b_{i, j} c_{i} c_{j} + c_{1} M$
mit

ai, bi,j, ci:: vorgegebene Regressionskonstanten
Ci, Cj:: Konzentrationen der einzelnen Elemente in Gewichtsprozent
n:: Anzahl der berücksichtigen Elemente
Ṫ:: kritische Kühlrate
M:: ASTM-Korngröße (zwischen 1 und 10)

Für die Umwandlung aus dem teilaustenitischen Bereich im oben genannten zweiten Schritt kann dann für die Kühlraten (kritische Kühlgeschwindigkeiten) die genannte Beziehung wie folgt modifiziert werden: $log ({\dot{T}}^{\emptyset}) = log ({\dot{T}}^{\emptyset}) + e_{0} A + e_{1} A^{- 1} + e_{2}$
mit

e₀, e₁, e₂:: vorgegebene Regressionskoeffizienten
A:: Austenitanteil zu Beginn der Umwandlung

Zu den genannten Kühlraten (d. h. kritische Grenzkühlraten) sei folgendes angemerkt: T^∅ stellt die Umwandlungstemperatur dar, bei denen Ferrit, Perlit, Bainit oder Martensit gebildet wird beziehungsweise die Bildung von Perlit beendet wird. Die mit einem P (bzw. einem Punkt) versehene Größe Ṫ^∅ gibt die maximale Kühlrate an, bei welcher es zur Bildung von Ferrit oder Perlit kommt oder ob die Struktur beispielsweise 100% Ferrit und Perlit enthält, oder ob es beispielsweise zur Bildung von 20, 80 oder 100% Martensit kommt. In den Gleichungen stellen die Parameter ai, bi, ci entsprechende Regressionskonstanten dar und Cj, Ci die Konzentrationen der einzelnen Elemente in Gewichtsprozent.
Über das Gefügemodell kann die Umwandlung im teilaustenitischen Bereich für mindestens einen Phasenanteil des Stahls berechnet und dieser Phasenanteil mit einem gewünschten Wert verglichen werden, wobei bei Abweichungen zwischen dem berechneten und gewünschten Phasenanteil mindestens ein Fertigungsparameter verändert wird, sodass sich der berechnete Wert dem gewünschten Wert möglichst weit annähert. Der Fertigungsparameter kann dabei die Temperatur des Stahls, die Behandlungszeit des Stahls und/oder der auf den Stahl ausgeübte Druck sein.
Die Abkühlung des Stahls kann in mindestens zwei aufeinanderfolgenden Abkühlschritten erfolgen, nämlich zunächst in einem ersten Kühlschritt mit einer ersten Kühlrate und einem zweiten Kühlschritt mit einer zweiten Kühlrate, wobei die zweite Kühlrate größer ist als die erste Kühlrate. Die zweite Kühlrate beträgt dabei bevorzugt mindestens 10 K/s.
Nach Berechnung der Phasenanteile des Stahls mittels des Gefügemodells kann die Festigkeit des Stahls berechnet werden und der berechnete Wert für die Festigkeit mit einem gewünschten Wert für die Festigkeit verglichen werden, wobei bei Abweichungen zwischen dem berechneten und gewünschten Wert mindestens ein Fertigungsparameter verändert wird, sodass sich der berechnete Wert dem gewünschten Wert möglichst weit annähert.
Dabei werden bevorzugt zumindest einige der oben genannten technologischen Parameter vorgegeben und im geschlossenen Regelkreis auf den vorgegebenen Werten gehalten.
Das vorgeschlagene Verfahren wird dabei bevorzugt zur Abkühlung von Stahlbändern zur Erzeugung von Mehrphasenstählen eingesetzt.
Demgemäß bezieht sich die vorliegende Erfindung auf ein Herstellungsverfahren für Mehrphasenstähle, wobei ein Modell für die Vorhersage von Phasenanteilen bei der Abkühlung des Stahls aus dem interkritischem Bereich zur Prozessteuerung benutzt wird. Die Basis-Gleichungen sind dabei aus der oben genannten DE 10 2012 224 502 A1 bekannt, auf die insofern an dieser Stelle ausdrücklich Bezug genommen wird. Allerdings werden die vorbekannten Beziehungen erweitert, um dem Einfluss der Anwesenheit von Ferrit Rechnung zu tragen. Zusätzlich zu den bereits vorbekannten Gleichungen werden daher die oben genannten Beziehungen verwendet.
Mit Hilfe dieser Anpassungen ist es möglich, für den Fall der nicht vollständigen Austenitisierung ZTU-Schaubilder zu berechnen, die es erlauben, eine verbesserte Berechnung der Phasenbestandteile nach der Abkühlung durchzuführen.
Das vorgeschlagene Verfahren zur Herstellung von Mehrphasenstahl sieht demgemäß vor, dass der Stahl während der Herstellung zunächst (vom vollaustenitischen Bereich) in den teilaustenitischen Bereich gebracht wird, und der Stahl dann aus diesem teilaustenitischen Bereich abgekühlt wird. Dabei wird ein (Gefüge)Modell eingesetzt, das mindestens einen Phasenanteil des Stahls an mindestens einem Punkt des Herstellungsverfahrens vorhersagen kann. Dieses Modell wird zur Bestimmung mindestens eines Phasenanteils als Zwischenparameter bzw. zur Bestimmung eines Eingangsparameters benutzt. Bei Abweichung zwischen dem gewünschten Phasenanteil und dem vorhergesagten (berechneten) Phasenanteil kann dann mindestens ein Parameter geändert werden, der Einfluss auf die Temperatur und/oder die Behandlungszeit und/oder den Druck nimmt.
Die beschriebene Vorgehensweise kann dabei vorsehen, dass in einem ersten Kühlschritt aus einem Ausgangsphasenanteil Austenit A0 > 30%, vorzugsweise A0 > 50%, der in einem Ofen mit einer Temperatur T0 erzeugt wird, mit einer Kühlrate CR1 bis zur Temperatur T1 (dem sogenannten „Slow cooling process“ - SC) eine bestimmte Menge Ferrit F1 gebildet wird und eine entsprechende Menge Austenit A1 = 100 - F1 verbleibt und vorzugsweise diese Menge F1 < 90% ist und in einem zweiten Kühlschritt mit der Kühlrate CR2 bis zur Temperatur T2 (dem sogenannten „Rapid cooling process“ - RC) eine bestimmte Menge Martensit gebildet wird.
Hierbei soll CR2 > CR1 gelten und T2 < T1. Vorzugsweise ist T2 < 490 °C und T1 > 600°C und CR2 > 10 K/s.
Aus den somit berechneten Phasenanteilen wird eine Festigkeit TS errechnet. Diese Festigkeit wird mit den für das Material gewünschten Eigenschaften TS_soll verglichen. Stimmen diese nicht überein, so kann in einem Vorsteuerungsprozess oder Nachsteuerungsprozess eine der Prozessgrößen T1, T2, CR1, CR2 verändert werden, um TS an TS_soll anzupassen.
In der Zeichnung ist ein Ausführungsbeispiel der Erfindung dargestellt. Es zeigen:

1 die Darstellung des Verlaufs der sog. Gibbs-Energie für Reineisen,
2 die Abkühlung aus dem voll-austenitischen Zustand (s. oben genannter erster Schritt),
3 die Abkühlung mit vorhandenem Ferritgehalt (s. oben genannter zweiter Schritt),
4 den langsamen Abkühlungsprozess („Slow cooling process“),
5 den schnellen Abkühlungsprozess („Rapid cooling process“) und
6 Beispiele für eine kombinierte schnelle und langsame Kühlung.

In 1 ist eine Darstellung der sog. Gibbs-Energie für Reineisen dargestellt. Insofern wird ausdrücklich auf die oben genannte DE 10 2012 224 502 A1 der Anmelderin Bezug genommen, wo sich hierzu detaillierte Informationen finden. Aus der Grafik geht hervor, dass die einzelnen Phasen Ferrit, Austenit sowie die Liquidusphase in einem bestimmten charakteristischen Temperaturbereich ein Minimum einnehmen, in welchem diese Phasen stabil sind.
Da beim Walzen und Kühlen des Materials kein Gleichgewichtszustand eingenommen wird, bei dem das Walzgut ohne äußere Beeinflussung kühlen könnte, sondern durch den Walzvorgang sowie den Kühlprozess es sich um einen dynamischen Prozess handelt (wobei hier auch dynamische Abkühlraten im Bereich von etwa 10 K/s bis hin zu über 100 K/s verwendet werden können), müssen die Phasenumwandlungstemperaturen, bei denen entsprechend Wärme frei wird, auch im dynamischen Fall berechnet bzw. bestimmt werden.
Hierfür werden empirische Ausgleichsformeln verwendet, die eine Bestimmung sämtlicher Umwandlungstemperaturen in die Phasen Ferrit, Perlit, Bainit und Martensit gestatten. Diese Formeln lauten: $T^{\emptyset} = a_{0} + \sum_{i}^{n} a_{i} c_{i} + \sum_{i, j}^{n} b_{i, j} c_{i} c_{j} + c_{1} M + c_{2} \sqrt{\dot{T}} + c_{3} I n (\dot{T})$
$log ({\dot{T}}^{\emptyset}) = a_{0} + \sum_{i}^{n} a_{i} c_{i} + \sum_{i, j}^{n} b_{i, j} c_{i} c_{j} + c_{1} M$
Hierbei bedeutet T^∅ die Umwandlungstemperatur, bei denen Ferrit, Perlit, Bainit oder Martensit gebildet wird beziehungsweise die Bildung von Perlit beendet wird.
Die mit einem P (bzw. einem Punkt) versehene Größe Ṫ^∅ gibt die maximale Kühlrate an, bei welcher es zur Bildung von Ferrit oder Perlit kommt oder ob die Struktur beispielsweise 100% Ferrit und Perlit enthält, oder ob es beispielsweise zur Bildung von 20, 80 oder 100% Martensit kommt. In den Gleichungen stellen die Parameter ai, bi, ci entsprechende Regressionskonstanten dar und Cc, Ci die Konzentrationen der einzelnen Elemente in Gewichtsprozent. M ist die ASTM-Korngröße und kann entsprechend Werte zwischen 1 und 10 annehmen.
Mit diesen Parametern ist es möglich, ein Zeit-Temperatur-Umwandlungsschaubild („ZTU“-Schaubild) zu konstruieren.
Im Rahmen der vorliegenden Erfindung ist es möglich, eine Regelung für interkritisch behandelte Stähle mit Blick auf ihre Gefügeparameter vorzunehmen. Mit Hilfe der berechneten Gefüge - insbesondere der genauen Bestimmung des Martensitgehaltes - ist eine bessere und genauere Berechnung der Festigkeit möglich. Dies trifft insbesondere auf die wichtige Gruppe der Mehrphasenstähle zu. Die Zugfestigkeit ist hierbei proportional zum Martensitgehalt.
Anhand der berechneten Festigkeiten oder Gefügebestandteile ist es möglich, eine Online-Regelung herzustellen, wenn ein Messgerät für entweder die Festigkeit oder die Gefügebestandteile verfügbar ist. Weiterhin ist es möglich, bekannte Inhomogenitäten des Vormaterials durch Variation der Parameter CR1, CR2, T1, T2 zu kompensieren.
In 2 ist - für eine Abkühlung aus dem voll-austenitischen Zustand - hierzu exemplarisch die Abkühlung eines DP600 Werkstoffes im voll austenitischen Zustand dargestellt. Die hier maßgebliche Abkühlungskurve ist mit einem Stern in 2 gekennzeichnet. Der Werkstoff kühlt von 900°C auf 300°C mit einer konstanten Kühlrate von 35 K/s ab. Nach der Umwandlung erhält man ca. 48,5% Ferrit, 1,7% Perlit, 41,3% Bainit und 8,5% Martensit.
In 3 ist die Abkühlung und der Phasenverlauf bei einem vorhandenen Ferritanteil von 25% vor der Kühlung dargestellt. Die hier maßgebliche Abkühlungskurve ist wieder mit einem Stern in 3 gekennzeichnet. Ein DP600 Werkstoff kühlt von 900°C auf 300°C mit einer konstanten Kühlrate von 15 K/s ab. Vor der Abkühlung betrug der Austenitgehalt 75% und der Ferritgehalt 25%. Nach der Kühlung wandelt der noch vorhandene Austenit um in ca. 51,2% Ferrit, 0% Perlit, 29,4% Bainit und 19,4% Martensit. Gegenüber dem voll austenitischen Zustand wird mehr Martensit gebildet und die Perlitumwandlung startet erst bei niedrigeren Kühlraten.
In 4 wird der „Slow cooling Prozess“ dargestellt. Die hier maßgebliche Abkühlungskurve ist wieder mit einem Stern in 4 gekennzeichnet. Ein DP600 Werkstoff kühlt in einem ersten Schritt von 900 °C auf 680 °C mit einer konstanten Kühlrate von 15 K/s ab. Der Austenitgehalt sinkt von 100 % auf 65 % ab und es entsteht 35 % Ferrit.
In 5 ist der „Rapid cooling Prozess“ dargestellt. Die hier maßgebliche Abkühlungskurve ist wieder mit einem Stern in 5 gekennzeichnet. In einem zweiten Kühlschritt wird ein DP600 Werkstoff von 680 °C bis auf 300 °C mit einer konstanten Kühlrate von 35 K/s abgekühlt. Vor dem zweiten Kühlschritt betrug der Austenitgehalt 65 % und der Ferritgehalt 35 %.
Der noch vorhandene Austenitanteil wandelt um in ca. 33 % Ferrit, 40,5% Bainit und 26,5% Martensit. Insgesamt erhält man nach der Umwandlung 35 % + 33 %* 0,65 = 56,5% Ferrit, 40,5 % * 0,65 = 26,3% Bainit und 26,5 % * 0,65 = 17,2% Martensit und keinen Perlit.
In 6 sind noch einmal Beispiele für eine kombinierte schnelle und langsame Kühlung mit geringer Kühlrate (CR1) und hoher Kühlrate (CR2) angegeben.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
Zitierte Patentliteratur

DE 19941600 A1 [0004, 0007]
DE 19941736 A1 [0004, 0007]
WO 2014177431 A1 [0004]
WO 9924182 A1 [0006, 0007]
DE 102016100811 A1 [0008, 0011]
DE 102012224502 A1 [0009, 0012, 0027, 0034]

Claims

Verfahren zur Herstellung eines Mehrphasenstahls, insbesondere in Form eines Bandes, bei dem der Stahl während seiner Herstellung zunächst in einem ersten Schritt von einem Austenitgehalt von größer als 50 %, vorzugsweise von einem Austenitgehalt von größer als 90 % und besonders bevorzugt von einem vollaustenitischen Bereich, in einen teilaustenitischen Bereich gebracht wird und der Stahl dann in einem zweiten Schritt vom teilaustenitischen Bereich abgekühlt wird, wobei ein Gefügemodell zur Bestimmung mindestens eines Phasenanteils des Stahls eingesetzt wird, dadurch gekennzeichnet, dass bei dem Gefügemodell für die Umwandlungstemperatur und/oder für die Kühlrate im ersten Schritt eine Gleichung zugrunde gelegt wird, die für die Umwandlung aus dem vollaustenitischen oder teilaustenitischen Bereich gilt, wobei die Gleichung für die Berechnung der Umwandlung aus dem teilaustenitischen Bereich im zweiten Schritt modifiziert wird.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass für die Umwandlung im ersten Schritt gemäß Anspruch 1 aus dem vollaustenitischen Bereich für die Umwandlungstemperatur (T^∅) die Beziehung zugrunde gelegt wird: $T^{\emptyset} = a_{0} + \sum_{i}^{n} a_{i} c_{i} + \sum_{i, j}^{n} b_{i, j} c_{i} c_{j} + c_{1} M + c_{2} \sqrt{\dot{T}} + c_{3} I n (\dot{T})$
mit ai, bi,j, ci: vorgegebene Regressionskonstanten Ci, Cj: Konzentrationen der einzelnen Elemente in Gewichtsprozent n: Anzahl der berücksichtigen Elemente Ṫ: aktuelle Kühlrate M: ASTM-Korngröße (zwischen 1 und 10)
Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass für die Umwandlungstemperatur (T^∅') aus dem teilaustenitischen Bereich im zweiten Schritt gemäß Anspruch 1 die Beziehung gemäß Anspruch 2 wie folgt modifiziert wird: $T^{ϕ'} = T^{ϕ} + d_{0} A + d_{1} A^{- 1} + d_{2}$
mit d₀, d₁, d₂: vorgegebene Regressionskoeffizienten A: Austenitanteil zu Beginn der Umwandlung
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass für die Umwandlung aus dem vollaustenitischen Bereich im ersten Schritt gemäß Anspruch 1 für die Kühlrate die Beziehung zugrunde gelegt wird: $log ({\dot{T}}^{\emptyset}) = a_{0} + \sum_{i}^{n} a_{i} c_{i} + \sum_{i, j}^{n} b_{i, j} c_{i} c_{j} + c_{1} M$
mit ai, bi,j, ci: vorgegebene Regressionskonstanten Ci, Cj: Konzentrationen der einzelnen Elemente in Gewichtsprozent n: Anzahl der berücksichtigen Elemente Ṫ: kritische Kühlrate M: ASTM-Korngröße (zwischen 1 und 10)
Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass für die Umwandlung aus dem teilaustenitischen Bereich im zweiten Schritt gemäß Anspruch 1 für die Kühlrate die Beziehung gemäß Anspruch 4 wie folgt modifiziert wird: $log ({\dot{T}}^{\emptyset}) = log ({\dot{T}}^{\emptyset}) + e_{0} A + e_{1} A^{- 1} + e_{2}$
mit e₀, e₁, e₂: vorgegebene Regressionskoeffizienten A: Austenitanteil zu Beginn der Umwandlung
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass über das Gefügemodell die Umwandlung im teilaustenitischen Bereich für mindestens einen Phasenanteil des Stahls berechnet und dieser Phasenanteil mit einem gewünschten Wert verglichen wird, wobei bei Abweichungen zwischen dem berechneten und gewünschten Phasenanteil mindestens ein Fertigungsparameter verändert wird, sodass sich der berechnete Wert dem gewünschten Wert möglichst weit annähert.
Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Fertigungsparameter die Temperatur des Stahls, die Behandlungszeit des Stahls und/oder der auf den Stahl ausgeübte Druck ist.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung des Stahls in mindestens zwei aufeinanderfolgenden Abkühlschritten erfolgt, nämlich zunächst in einem ersten Kühlschritt mit einer ersten Kühlrate (CR1) und einem zweiten Kühlschritt mit einer zweiten Kühlrate (CR2), wobei die zweite Kühlrate (CR2) größer ist als die erste Kühlrate (CR1).
Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Kühlrate (CR2) mindestens 10 K/s beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass nach Berechnung der Phasenanteile des Stahls mittels des Gefügemodells die Festigkeit des Stahls berechnet wird und der berechnete Wert für die Festigkeit mit einem gewünschten Wert für die Festigkeit verglichen wird, wobei bei Abweichungen zwischen dem berechneten und gewünschten Wert mindestens ein Fertigungsparameter verändert wird, sodass sich der berechnete Wert dem gewünschten Wert möglichst weit annähert.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass technologische Parameter vorgegeben und im geschlossenen Regelkreis gehalten werden.