EP0345206A1 - Verfahren zur Herstellung von Grobblechen - Google Patents

Verfahren zur Herstellung von Grobblechen Download PDF

Info

Publication number
EP0345206A1
EP0345206A1 EP89730129A EP89730129A EP0345206A1 EP 0345206 A1 EP0345206 A1 EP 0345206A1 EP 89730129 A EP89730129 A EP 89730129A EP 89730129 A EP89730129 A EP 89730129A EP 0345206 A1 EP0345206 A1 EP 0345206A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
max
rolling
slabs
cooled
thickness
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP89730129A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Ingo Dr.-Ing. Von Hagen
Hans-Georg Dr.-Ing. Hillenbrand
Christoph Dr.-Ing. Prasser
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Vodafone GmbH
Original Assignee
Mannesmann AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Mannesmann AG filed Critical Mannesmann AG
Publication of EP0345206A1 publication Critical patent/EP0345206A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling

Definitions

  • the invention relates to a method for producing heavy plates according to the preamble of patent claim 1.
  • thermomechanical rolling of continuous cast rams made of microalloyed steel These slabs generally have a thickness of at least 200 mm and are heated to approx. 1,100 to 1,200 o C for roughing.
  • the rough rolling is completed at temperatures above 1000 o C.
  • the austenitic structure can therefore be refined by recrystallization.
  • the second rolling phase usually takes place at temperatures of 850 to 780 o C, ie in the temperature range of the no longer recrystallizing austenite.
  • the grains are stretched; the grain boundary surfaces are enlarged and offer more space for nucleation if the temperature drops further.
  • thermo-mechanical rolling is still a Endwalzphase closes in the temperature range between about 740 and 680 o C on.
  • Heavy plates produced in this way usually have a yield strength R t0.5 between 300 and 600 N / mm2 and a tensile strength R m between 400 and 800 N / mm2.
  • a generic method can be found in DE-PS 34 37 637. It provides for the production of heavy plates from a micro-alloyed steel that is 0.05 to 0.20% C, max. 0.60% Si, 0.5 to 2.0% Mn, max. 0.025% P, Max. 0.015% S, 0.02 to 0.08% Al, 0.001 to 0.015% N as well as individually or in groups of 0.01 to 0.60% Cu, 0.01 to 0.80% Ni, 0.01 to 0.80% Mo, 0, 01 to 0.05% Nb, 0.01 to 0.10% V, 0.005 to 0.025% Ti, balance iron and usual impurities. Steel slabs, which were produced by continuous casting and are heated to 950 to 1,200 o C for pre-rolling, are assumed.
  • the roughing is carried out with a total degree of deformation of at least 40% at a temperature above 900 o C.
  • finish rolling is carried out as thermomechanical rolling at temperatures below 900 o C to above Ar3 + 20 o C with a total degree of deformation of at least 60% and more than 5% deformation in the last pass.
  • the sheets are cooled at a rate of 5 to 25 K / s to a temperature above the martensite temperature and then in air to room temperature at the latest 30 seconds after the last rolling pass.
  • the sheets produced in this way are characterized by good weldability and a high yield strength.
  • the object of the invention is therefore to propose a method of the generic type with which heavy plates of high strength (at least corresponding to X 52) can be produced with very good toughness and DWTT properties and in which the required energy expenditure should be as low as possible.
  • the starting material is so-called thin slabs, ie slabs as wide as possible with a thickness of about 40 to max. 100 mm, which were produced in a continuous casting process (e.g. thin slab continuous casting or casting rolls).
  • the production of thin slabs already in the casting process has the great technological advantage that the solidification of the thin slabs can take place very quickly because of the large specific surface, so that a comparatively fine casting structure results.
  • the slabs after casting and before use in the drawing furnace of the rolling mill have to be cooled down to below Ar 1, if possible to at least 200 K below Ar 1.
  • the preheating temperature can be kept correspondingly lower compared to normal slabs. Not only is energy saved, but also a stronger austenite grain growth is avoided; the good structural properties of the thin slabs are retained.
  • a pre-rolling phase which can take place at lower temperatures anyway (eg 850 to 950 o C), can even be dispensed with entirely.
  • the number of passes required is in any case lower, so that the rolling power (t / d) of the rolling train used is increased considerably.
  • the reheating should, however, take place the thin slab to be rolled as possible to temperatures above Ac3, maximum up to 1,050 o C.
  • the breakpoint Ac1 must be exceeded in any case during heating.
  • the rolling itself can be carried out in three stages in a known manner or else in two stages without the preliminary rolling stage.
  • the starting thickness of the thin slab is advantageously selected as a function of the final sheet thickness so that the degree of deformation is at least about 3-4 so that the core zone of the slab is sufficiently compacted.
  • accelerated cooling can be connected after the finish rolling to increase the toughness properties.
  • the cooling rates are expediently in the range 5 to 35 K / s. When about 550 o C has been reached, the further cooling can readily take place in air.
  • the method according to the invention provides heavy plates with good strength values and at the same time significantly improved toughness properties at low temperatures compared to the prior art of Tecknik.
  • Sheets were examined which were rolled from a raw material of the following composition produced as a thin slab with a thickness of 66 mm: C. 0.088 % Si 0.25 % Mn 1.4 % Nb 0.027 % Al 0.027 % S 0.0015 % N 0.0085 %
  • the rolling was carried out in the form of a 3-stage TM rolling with a final degree of deformation of about 4.5 to a final sheet thickness of 15 mm. That draw temperatures were as shown in Figure 1 at the Rolling trials, the reheating temperature of the thin slabs used in the oven between 800 o C and 1200 o C varriert ie. At values around 580 N / mm2 for the tensile strength R m, the differences were less than 20 N / mm2. With regard to the yield point R t0.5 , there were values around 530 N / mm2 with a slightly decreasing tendency at a higher drawing temperature, although the differences are still within the normal range.
  • FIG. 3 shows the course of the transition temperature T cv100 in the comparison between 3-stage TM-rolled samples and 2-stage TM-rolled and additionally accelerated cooled samples. It can be seen that at drawing temperatures above 850 o C, the 2-stage rolled samples have a lower transition temperature overall. The curves have a cup shape and show particularly favorable values in the drawing temperature range of 800 - 1050 o C. Higher drawing temperatures lead to considerable deterioration.
  • transition temperatures 85% FATT determined on another sample form are shown in a corresponding manner as in FIG. 3.
  • the 2-stage samples rolled with subsequent accelerated final cooling with the exception of the drawing temperature range above 1150 o C, have more favorable values than for 3-stage rolled sheets (without accelerated final cooling).
  • Particularly good results can be expected for drawing temperatures of 850 - 950 o C.
  • the tensile strength R m for the sheet metal produced according to the invention is 580 N / mm 2, somewhat less than that for the sheet metal (615 or 590) produced from the normal slab (sample 1) or from the thin slab with excessive drawing temperature (sample 2) N / mm2).
  • the differences amount to 35 and 10 N / mm2 and are practically still in the order of magnitude of the normal range.
  • the differences in the yield strength R t0.5 are even smaller, for which sample 3 with 520 N / mm2 was higher than sample 2 (505 N / mm2) and the best value for sample 1 (530 N / mm2) was almost achieved.
  • there are clear differences in the criteria for toughness behavior are clear.
  • sample 3 produced according to the invention still provides a shear fracture fraction of 100% down to -80 ° C., while this is only the case for samples 1 and 2 down to -40 ° C. or -20 ° C.
  • the shear fracture fraction of sample 1 is still around 25%. This behavior, which is significantly better than that of sample 1 and sample 2, is also evident when evaluating the impact energy.
  • the corresponding value of sample 3 is 110 J and the value of samples 1 and 2 is only 20 J.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Grobblechen aus einem Stahl bestimmter Zusammensetzung und einem Walzprozeß, wobei zur Erreichung verbesserter Werkstoffeigenschaften eine Bramme mit einer Dicke von max. 100 mm erzeugt wird, die zunächst unter Ar1 abgekühlt und anschließend bis oberhalb Ac1 erwärmt wird.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Grobblechen gemäß dem Oberbegriff des Patentanspruchs 1.
  • Es sind zahlreiche Verfahren zur Herstellung von Blechen höherer Gütestufen (X 52 und höher) bekannt, die ein thermomechanisches Walzen von Stranggußrammen aus mikrolegiertem Stahl vorsehen. Diese Brammen haben in der Regel eine Dicke von mindestens 200 mm und werden für das Vorwalzen auf ca. 1.100 bis 1.200oC erwärmt. Das Vorwalzen wird bei Temperaturen oberhalb 1.000oC beendet. Das austenitische Gefüge kann daher durch Rekristallisation verfeinert werden. Die zweite Walzphase erfolgt gewöhnlich bei Temperaturen von 850 bis 780oC d.h. im Temperaturbereich des nicht mehr rekristallisierenden Austenits. Die Körner werden dabei gestreckt; die Korngrenzenflächen sind vergrößert und bieten mehr Platz zur Keimbildung bei weiteren Temperaturabfall. Beim dreistufigen thermomechanischen Walzen schließt sich noch eine Endwalzphase im Temperaturbereich zwischen etwa 740 und 680oC an. Als weitere Ergänzung des Verfahrens ist es bekannt, nach der zweiten oder ggf. nach der dritten Walzphase ein beschleunigtes Abkühlen bis auf Temperaturen von etwa 500oC anzuschließen. Derartig erzeugte Grobbleche weisen üblicherweise eine Streckgrenze Rt0,5 zwischen 300 und 600 N/mm² und eine Zugfestigkeit Rm zwischen 400 und 800 N/mm² auf.
  • Ein gattungsgemäßes Verfahren ist aus der DE-PS 34 37 637 entnehmbar. Es sieht die Erzeugung von Grobblechen aus einem mikrolegierten Stahl vor, der 0.05 bis 0.20 % C, max. 0,60 % Si, 0,5 bis 2,0 % Mn, max. 0.025 % P, max. 0.015 % S, 0.02 bis 0.08 % Al, 0,001 bis 0,015 % N sowie einzeln oder zu mehreren 0,01 bis 0,60 % Cu, 0.01 bis 0,80 % Ni, 0,01 bis 0,80 % Mo, 0,01 bis 0,05 % Nb, 0,01 bis 0,10 % V, 0,005 bis 0,025 % Ti, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen enthält. Dabei wird von Stahlbrammen ausgegangen, die durch Stranggießen hergestellt wurden und zum Vorwalzen auf 950 bis 1.200oC erwärmt werden. Das Vorwalzen wird mit einem Gesamtverformungsgrad von mindestens 40 % bei einer Temperatur oberhalb 900oC durchgeführt. Danach erfolgt das Fertigwalzen als thermomechanisches Walzen bei Temperaturen unterhalb 900oC bis oberhalb Ar₃ + 20oC mit einem Gesamtverformungsgrad von mindestens 60% und mehr als 5 % Verformung im letzten Walzstich. Die Bleche werden spätestens 30 Sekunden nach dem letzten Walzstich mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 5 bis 25 K/s bis auf eine Temperatur oberhalb der Martensittemperatur und anschließend an Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt. Die so hergestellten Bleche zeichnen sich durch gute Schweißbarkeit und eine hohe Streckgrenze aus.
  • Nachteilig bei diesem und anderen bekannten Verfahren ist es, daß aufgrund der sehr großen Brammendicke zur Erzielung der gewünschten Grobblechdicke hohe Gesamtverformungsgrade verwirklicht werden müssen. Die führt in Verbindung mit der für den hohen Verformungsgrad erforderlichen hohen Vorwärmtemperatur der Brammen zu einem erheblichen Energiebedarf. Darüber hinaus sind im Hinblick auf die technologischen Eigenschaften der Bleche, insbesondere hinsichtlich der übergangstemperatur der Kerbschlagarbeit (ein Maß hierfür ist die Prüftemperatur Tcv100) und hinsichtlich der übergangstemperatur des DWT-Tests FATT für 85 % Scherbruchanteil gemäß API-RP 5L3 hohe Vorwärmtemperaturen ungünstig, weil dadurch das Kornwachstum des Austenits gefördert wird. Aus diesen Gründen können die nach dem Stand der Technik hergestellten Grobbleche in bestimmten Fällen, bei denen gleichzeitig eine hohe Festigkeit und eine gut Kerbschlagzähigkeit bei sehr tiefen Temperaturen gefordert werden, nicht befriedigen.
  • Aufgabe der Erfindung ist es daher, ein Verfahren der gattungsgemäßen Art vorzuschlagen, mit dem Grobbleche hoher Festigkeit (mindestens entsprechend X 52) mit gleichzeitig sehr guten Zahigkeits- und DWTT-Eigenschaften herstellbar sind und bei dem der erforderliche Energieaufwand möglichst gering sein soll.
  • Gelöst wird diese Aufgabe erfindungsgemäß durch die kennzeichnenden Merkmale des Patentanspruchs 1; vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen 2 bis 6 angegeben.
  • Wesentliches Merkmal der Erfindung ist es, als Ausgangsmaterial sogenannte Dünnbrammen, d.h. möglichst breite Brammen mit einer Dicke von etwa 40 bis max. 100 mm einzusetzen, die in einem kontinuierlichen Gießverfahren (z.B. Dünnbrammen-Stranggießen oder Gießwalzen) hergestellt wurden. Die Erzeugung dünner Brammen bereits im Gießprozeß bringt den großen technologischen Vorteil mit sich, daß die Erstarrung der dünnen Brammen wegen der großen spezifischen Oberfläche sehr schnell erfolgen kann, so daß sich ein vergleichsweise feines Gußgefüge ergibt. Um eine Umwandlung des austenitischen Gefüges zu erreichen, müssen die Brammen nach dem Gießen und vor dem Einsatz in den Ziehofen der Walzstraße bis unterhalb Ar₁, möglichst bis mindestens 200 K unter Ar₁ abgekühlt werden. Da der für das herzustellende Grobblech erforderliche Gesamtverformungsgrad wegen der geringeren Brammendicke verringert wird, kann die Vorwärmtemperatur im Vergleich zu normalen Brammen entsprechend niedriger gehalten werden. Dabei wird nicht nur Energie eingespart, sondern auch ein stärkeres Austenitkornwachstum vermieden; die guten Gefügeeigenschaften der Dünnbrammen bleiben erhalten. Je nach Ausgangsdicke der Dünnbrammen kann auf eine Vorwalzphase, die ohnehin bei niedrigeren Temperaturen stattfinden kann (z.B. 850 bis 950oC), sogar völlig verzichtet werden.
  • Im übrigen ist die Zahl der erforderlichen Walzstiche auf jeden Fall geringer, so daß die Walzleistung (t/d) der eingesetzten Walzstraße erheblich gesteigert wird.
  • Um möglichst optimale Eigenschaften zu erreichen, sollte die Wiedererwärmung der zu walzenden Dünnbramme möglichst bis auf Temperaturen oberhalb Ac₃, jedoch maximal bis auf 1.050oC erfolgen. Der Haltepunkt Ac₁ muß bei der Erwärmung auf jeden Fall überschritten werden. Das Walzen selbst kann erfindungsgemäß in bekannter Weise in drei Stufen oder auch unter Verzicht auf die Vorwalzstufe in zwei Stufen durchgeführt werden. Vorteilhafterweise wird die Ausgangsdicke der Dünnbramme in Abhängigkeit von der Blechenddicke so gewählt, daß der Umformgrad mindestens etwa 3 - 4 beträgt, damit die Kernzone der Bramme ausreichend verdichtet wird. Je nach angestrebter Gütestufe kann zur Steigerung der Zähigkeitseigenschaften nach dem Fertigwalzen ein beschleunigtes Abkühlen angeschlossen werden. Die Abkühlgeschwindigkeiten liegen zweckmäßig im Bereich 5 bis 35 K/s. Bei Erreichen von etwa 550oC kann das weitere Abkühlen ohne weiteres an Luft erfolgen.
  • Im Ergebnis liefert das erfindungsgemäße Verfahren Grobbleche mit guten Festigkeitswerten und gleichzeitig gegenüber dem Stand der Tecknik deutlich verbesserten Zähigkeitseigenschaften bei tiefen Temperaturen.
  • Anhand der in Figur 1 bis Figur 5 graphisch dargestellten Ergebnisse exemplarischer Untersuchungen an Proben erfindungsgemäßer Stähle wird die Erfindung nachfolgend näher erläutert. Es zeigen:
    • Figur 1 Festigkeitskennwerte von 3-stufig gewalzten Blechen in Abhängigkeit von der Ziehtemperatur,
    • Figur 2 Festigkeitskennwerte von 2-stufig gewalzten Blechen mit beschleunigter Endabkühlung in Abhängigkeit von der Ziehtemperatur,
    • Figur 3 Übergangstemperatur Tcv100 von 3-stufig gewalzten bzw. 2-stufig gewalzten und beschleunigt abgekühlten Blechen in Abhängigkeit von der Ziehtemperatur,
    • Figur 4 Übergangstemperatur 85 % FATT (DWTT) von 3-stufig gewalzten bzw. 2-stufig gewalzten und beschleunigt abgekühlten Blechen in Abhängigkeit von der Ziehtemperatur,
    • Figur 5 Vergleich der Eigenschaften von 15mm-dicken Blechen unterschiedlicher Herstellung.
  • Es wurden Bleche untersucht, die aus einem als Dünnbramme mit 66 mm Dicke erzeugten Vormaterial folgender Zusammensetzung gewalzt wurden:
    C 0,088 %
    Si 0,25 %
    Mn 1,4 %
    Nb 0,027 %
    Al 0,027 %
    S 0,0015 %
    N 0,0085 %
  • Das Walzen erfolgte in Form eines 3-stufigen TM-Walzens mit einem Endumformgrad von etwa 4,5 auf eine Blechenddicke von 15 mm. Bei den Versuchswalzungen wurden, wie aus Figur 1 hervorgeht, die Ziehtemperaturen, d.h. die Wiedererwärmungstemperaturen der eingesetzten Dünnbrammen im Ofen zwischen 800 oC und 1200 oC varriert. Bei Werten um 580 N/mm² für die Zugfestigkeit Rm betrugen die Unterschiede weniger als 20 N/mm². Hinsichtlich der Streckgrenze Rt0,5 ergaben sich Werte um 530 N/mm² mit leicht fallender Tendenz bei höherer Ziehtemperatur, wobei auch hier die Unterschiede noch innerhalb des normalen Streubereichs liegen.
  • Beim 2-stufigen TM-Walzen mit anschließender beschleunigter Abkühlung erbrachte, wie Figur 2 zeigt, die Untersuchung der Streckgrenze praktisch keine Abhängigkeit von der Ziehtemperatur. Die erreichten Werte liegen mit etwa 475 N/mm² jedoch unter den Werten in Figur 1. Die Zugfestigkeit Rm liegt gegenüber dem 3-stufigen Walzen bei Ziehtemperaturen bis 1100 oC etwas niedriger und steigt bei höherer Temperatur auf etwa gleiche Werte an.
  • Aus Figur 3 ist der Verlauf der Übergangstemperatur Tcv100 im Vergleich zwischen 3-stufig TM-gewalzten Proben und 2-stufig TM-gewalzten und zusätzlich beschleunigt abgekühlten Proben erkennbar. Dabei zeigt sich, daß bei Ziehtemperaturen über 850 oC die 2-stufig gewalzten Proben insgesamt eine tiefere Übergangstemperatur aufweisen. Die Kurvenverläufe haben eine Becherform und weisen im Ziehtemperaturbereich 800 - 1050 oC besonders günstige Werte aus. Höhere Ziehtemperaturen führen zu ganz erheblichen Verschlechterungen.
  • In Figur 4 sind die an einer anderen Probenform ermittelten Übergangstemperaturen 85 % FATT in entsprechender Weise wie in Figur 3 dargestellt. Auch hierbei ergeben sich für die 2-stufig mit anschließender beschleunigter Endabkühlung gewalzten Proben mit Ausnahme des Ziehtemperaturbereichs über 1150oC günstigere Werte als für 3-stufig gewalzte Bleche (ohne beschleunigte Endabkühlung). Besonders gute Ergebnisse sind für Ziehtemperaturen von 850 - 950oC zu erwarten.
  • Aus den Darstellungen in Figur 5 erkennt man, daß erst die erfindungsgemäße Kombination von Maßnahmen gemäß Patentanspruch 1, also insbesondere die Erzeugung einer Schmelze in den vorgegebenen Gehaltsgrenzen, das Abgießen dieser Schmelze in kontinuierlicher Form als Dünnbramme mit weniger als 100 mm Dicke und die begrenzte Erwärmung der Dünnbrammen vor dem TM-Walzen auf maximal 1050oC den mit der Erfindung angestrebten Erfolg hinsichtlich einer Verbesserung der Zähigkeits- und DWTT-Eigenschaften bei gleichzeitig hoher Festigkeit liefert. Um dies zu verdeutlichen, sind Proben an Blechen mit 15 mm Dicke vergleichend untersucht worden, wobei die Bleche auf drei verschiedenen Wegen erzeugt wurden:
    1. Es wurden Bleche aus Normalbrammen von 200 mm Dicke mit einer Ziehtemperatur von 1150oC entsprechend dem Stand der Technik nach einem Vorwalzen 3-stufig TM-gewalzt mit einem Endumformgrad von 4,5. Die Abkühlung erfolgte an Luft. Die Stahlanalyse mit folgenden Werten entsprach nahezu vollständig der vorstehend für die Dünnbrammen bereits angegebenen Analyse:
    C 0,087 %
    Si 0,26 %
    Mn 1,4 %
    Nb 0,032 %
    Al 0,028 %
    S 0,0014 %
    N 0,0063 %

    2. Aus dem oben für die Dünnbrammen angegebenen Stahl wurden Dünnbrammen von 66 mm Dicke erzeugt und auf 1150 oC vorgewärmt. Anschließend wurden die Dünnbrammen 3-stufig TM-gewalzt bis auf die Enddicke von 15 mm, so daß das TM-Walzen wie unter 1. mit einem Endumformgrad von etwa 4,5 erfolgte. Es wurde ebenfalls an Luft abgekühlt.
    3. Es wurden Bleche nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt, indem mit Ausnahme der Ziehtemperatur, die auf 950oC beschränkt wurde, vollständig wie unter 2. verfahren wurde.
  • Die Zugfestigkeit Rm bei dem erfindungsgemäß hergestellten Blech (Probe 3) liegt mit 580 N/mm² etwas unter den für die aus der Normalbramme (Probe 1) bzw. aus der Dünnbramme mit überhöhter Ziehtemperatur (Probe 2) hergestellten Blech (615 bzw. 590 N/mm²). Die Differenzen belaufen sich auf 35 bzw. 10 N/mm² und liegen somit praktisch noch im Bereich der Größenordnung des normalen Streubereichs. Noch geringer sind die Unterschiede bei der Streckgrenze Rt0,5, für die sich bei Probe 3 mit 520 N/mm² ein höherer Wert als bei Probe 2 (505 N/mm²) ergab und der Bestwert von Probe 1 (530 N/mm²) nahezu erreicht wurde. Deutliche Unterschiede jedoch sind bei den Kriterien für das Zähigkeitsverhalten festzustellen.
  • Hier liefert die erfindungsgemäß hergestellte Probe 3 noch bis zu -80oC einen Scherbruchanteil von 100 %, während dies bei den Proben 1 und 2 nur noch bis -40oC bzw. -20oC der Fall ist. Bei einer Prüftemperatur von -100oC beläuft sich der Scherbruchanteil von Probe 1 immer noch auf etwa 25 %. Dieses gegenüber Probe 1 und Probe 2 wesentlich bessere Verhalten zeigt sich auch bei der Auswertung der Kerbschlagarbeit. Hier liegt beispielsweise bei einer Prüftemperatur von -80oC der entsprechende Wert der Probe 3 bei 110 J und der Wert der Proben 1 und 2 dagegen bei nur noch 20 J.

Claims (6)

1. Verfahren zur Herstellung von Grobblechen hoher Festigkeit und guter Kerschlagzähigkeit bei sehr tiefen Temperaturen durch Walzen von in einem kontinuierlichen Gießverfahren erzeugten Brammen aus einem mikrolegierten Al- oder Ti-beruhigten Stahl mit folgender Zusammensetzung: 0,02 bis 0,20 % Kohlenstoff 0,1 bis 0,6 % Silizium, 0,8 bis 2,1 % Mangan, max. 2,0 % Kupfer, max. 2,0 % Chrom, max. 2,0 % Molybdän, max. 2,0 % Nickel, max. 0,1 % Niob, max. 0,12 % Vanadium max. 0,1 % Titan, max. 0,05 % Aluminium, max. 0,006 % Schwefel, max. 0,025 % Phosphor, Rest Eisen und übliche Verunreinigungen,
wobei das Walzen ggf. nach einem Vorwalzen als thermomechanisches Walzen durchgeführt wird und das gewalzte Grobblech ggf. beschleunigt abgekühlt wird,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Brammen mit einer Dicke von max. 100 mm gegossen, nach dem Gießen bis unter Ar₁ abgekühlt und für das thermomechanische Walzen bis oberhalb Ac₁, aber auf max. 1.050 oC erwärmt werden.
2. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Brammen mit einer Dicke von mindestens dem 3- bis 4-fachen des Endmaßes der Blechdicke gegossen werden.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Brammen nach dem Gießen auf mindestens 200 K unter Ar₁ abgekühlt werden.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Brammen für das thermomechanische Walzen bis oberhalb AC₃ erwärmt werden.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
dadurch gekennzeichnet,
daß die Brammen für das thermomechanische Walzen auf 850 bis 950 oC erwärmt werden.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
dadurch gekennzeichnet,
daß die gewalzten Grobbleche mit einer Geschwindigkeit von 5 bis 35 K/s bis unter 550 oC abgekühlt werden.
EP89730129A 1988-06-01 1989-05-25 Verfahren zur Herstellung von Grobblechen Withdrawn EP0345206A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE19883818879 DE3818879C1 (de) 1988-06-01 1988-06-01
DE3818879 1988-06-01

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP0345206A1 true EP0345206A1 (de) 1989-12-06

Family

ID=6355763

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP89730129A Withdrawn EP0345206A1 (de) 1988-06-01 1989-05-25 Verfahren zur Herstellung von Grobblechen

Country Status (2)

Country Link
EP (1) EP0345206A1 (de)
DE (1) DE3818879C1 (de)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0481575A2 (de) * 1990-10-19 1992-04-22 Preussag Stahl Aktiengesellschaft Verfahren zur Herstellung eines hochfesten schweissgeeigneten Bleches und dessen Verwendung
WO2001029273A1 (de) * 1999-10-20 2001-04-26 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum herstellen eines warmbandes

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3012139A1 (de) * 1979-03-30 1980-10-09 Nippon Steel Corp Verfahren zur herstellung eines im walzzustand hochfesten und hochzaehen stahles
EP0030309A2 (de) * 1979-12-06 1981-06-17 Preussag Stahl Aktiengesellschaft Warmband oder Grobblech aus einem denitrierten Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE3437637C2 (de) * 1984-10-13 1987-08-27 Thyssen Stahl Ag, 4100 Duisburg, De

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3012139A1 (de) * 1979-03-30 1980-10-09 Nippon Steel Corp Verfahren zur herstellung eines im walzzustand hochfesten und hochzaehen stahles
EP0030309A2 (de) * 1979-12-06 1981-06-17 Preussag Stahl Aktiengesellschaft Warmband oder Grobblech aus einem denitrierten Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE3437637C2 (de) * 1984-10-13 1987-08-27 Thyssen Stahl Ag, 4100 Duisburg, De

Non-Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN, Band 10, Nr. 172 (C-354)[2228], 18. Juni 1986; & JP-A-61 023 719 (SHIN NIPPON SEITETSU K.K.) 01-02-1986 *
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN, Band 10, Nr. 28 (C-326)[2085], 4. Februar 1986; & JP-A-60 181 229 (SUMITOMO KINZOKU KOGYO K.K.) 14-09-1985 *
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN, Band 9, Nr. 171 (C-291)[1894], 16. Juni 1985; & JP-A-60 43 431 (SHIN NIPPON SEITETSU K.K.) 08-03-1985 *
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN, Band 9, Nr. 192 (C-296)[1915], 8. August 1985; & JP-A-60 59 018 (SHIN NIPPON SEITETSU K.K.) 05-04-1985 *
PATENT ABSTRACTS OF JAPAN, Band 9, Nr. 200 (C-298)[1923], 16. August 1985; & JP-A-60 67 619 (SHIN NIPPON SEITETSU K.K.) 18-04-1985 *

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0481575A2 (de) * 1990-10-19 1992-04-22 Preussag Stahl Aktiengesellschaft Verfahren zur Herstellung eines hochfesten schweissgeeigneten Bleches und dessen Verwendung
EP0481575A3 (en) * 1990-10-19 1992-08-26 Preussag Stahl Aktiengesellschaft Process for manufacturing weldable high-tensile steel sheets and use of these sheets
WO2001029273A1 (de) * 1999-10-20 2001-04-26 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum herstellen eines warmbandes
US6835253B1 (en) 1999-10-20 2004-12-28 Thyssenkrupp Stahl Ag Method for producing a hot strip

Also Published As

Publication number Publication date
DE3818879C1 (de) 1989-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE2124994C3 (de) Verfahren zur Herstellung starker, zähfester Stahlplatten
DE69828865T2 (de) Hochfestes, hervorragend bearbeitbares kaltgewalztes stahlblech mit hervorragender schlagbeständigkeit
DE3825634C2 (de) Verfahren zur Erzeugung von Warmbad oder Grobblechen
DE3883051T2 (de) Verfahren zur Herstellung von Stahlblechen mit guter Zähigkeit bei niedrigen Temperaturen.
DE60132302T2 (de) Tin- und zrn-ausscheidendes stahlblech für schweissstrukturen, hertsellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge
DE3401406A1 (de) Verfahren zur herstellung von stahlplatten mit hoher zugfestigkeit
DE3851374T2 (de) Kaltgewalzte Stahlbleche mit verbesserter Punktschweissfähigkeit und Verfahren zu ihrer Herstellung.
DE60130362T2 (de) Stahlplatte mit tin- und cus-ausscheidungen für geschweisste strukturen, herstellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge
DE69130555T3 (de) Hochfestes Stahleinblech zur Umformung durch Pressen und Verfahren zur Herstellung dieser Bleche
DE60130788T2 (de) Tin- und mns-ausscheidendes stahlblech für schweisstrukturen, hetsellungsverfahren dafür und diese verwendende schweissgefüge
EP0136613A2 (de) Schiene mit hoher Verschleissfestigkeit im Kopf und hoher Bruchsicherheit im Fuss
DE3541792A1 (de) Bolzen und verfahren zu seiner herstellung
DE3636815C2 (de)
DE69325644T2 (de) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit hervorragender gleichmässiger Dehnung nach der Kaltverformung und Verfahren zu dessen Herstellung
DE112006003553B4 (de) Dicke Stahlplatte für eine Schweißkonstruktion mit ausgezeichneter Festigkeit und Zähigkeit in einem Zentralbereich der Dicke und geringen Eigenschaftsänderungen durch ihre Dicke und Produktionsverfahren dafür
EP0396185B1 (de) Verfahren zur Herstellung von warmkriechfesten Halbfabrikaten oder Formteilen aus hochschmelzendem Metall
EP0422378A1 (de) Verfahren zur Verbesserung der Kaltumformbarkeit vergütbarer Stähle
EP1398390B1 (de) Ferritisch/martensitischer Stahl mit hoher Festigkeit und sehr feinem Gefüge
EP0315576B1 (de) Verfahren zur Herstellung von plattierten Stahlblechen
DE3616518C2 (de)
EP0370588B1 (de) Verfahren zur Herstellung hochfester nahtloser Stahlrohre
EP0030309B1 (de) Warmband oder Grobblech aus einem denitrierten Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE1958548B2 (de) Verfahren zur herstellung eines zaehen stahles
DE112020006043T5 (de) Kaltgewalztes stahlblech mit ultrahoher festigkeit und verfahren zu dessen herstellung
DE1903554A1 (de) Verfahren zur Herstellung von warmgewalztem Bandstahl

Legal Events

Date Code Title Description
PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT DE FR GB IT

17P Request for examination filed

Effective date: 19891024

17Q First examination report despatched

Effective date: 19910610

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE APPLICATION HAS BEEN WITHDRAWN

18W Application withdrawn

Withdrawal date: 19921119