EP1396549B1 - Verfahren zum Herstellen eines perlitfreien warmgewalzten Stahlbands und nach diesem Verfahren hergestelltes Warmband - Google Patents

Verfahren zum Herstellen eines perlitfreien warmgewalzten Stahlbands und nach diesem Verfahren hergestelltes Warmband Download PDF

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EP1396549B1
EP1396549B1 EP02019314A EP02019314A EP1396549B1 EP 1396549 B1 EP1396549 B1 EP 1396549B1 EP 02019314 A EP02019314 A EP 02019314A EP 02019314 A EP02019314 A EP 02019314A EP 1396549 B1 EP1396549 B1 EP 1396549B1
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hot
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cooling
rolled strip
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Andreas Nuss
Thomas Dr.-Ing. Heller
Günter Dipl.-Ing. Stich
Udo Van Hasz
Ulrich Dr. Rudolphi
Eberhard Dr.-Ing. Sowka
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
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ThyssenKrupp Steel AG
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Definitions

  • High-strength steels with good elongation characteristics and processability are required in the field of vehicle construction, in general steel construction as well as in mechanical and apparatus engineering for the production of components that absorb high forces and can be optimally adapted in shape to the respective design requirements.
  • a high-strength, readily deformable hot-rolled strip intended for these purposes and a method for its production are known from EP 0 295 500 B1.
  • the steel used for the production of the known hot strip contains, in addition to iron and the inevitable impurities due to the preparation (in% by weight) 0.15 to less than 0.3% C, 0.5 to 2.0% Si, 0.5 to 2.0% Mn.
  • 0.0005 to 0.0100 Ca or 0.005 to 0.050% rare earth metals may be contained in the steel.
  • the known steel is hot rolled according to EP 0 295 500 B1 in a hot rolling scale with a hot rolling end temperature which deviates from the Ar 3 temperature with a maximum of 50 ° C.
  • the hot strip is cooled in a controlled manner on the roller table following the hot rolling scale, with EP 0 295 500 B1 proposing two ways of controlled cooling.
  • the band On the first path, the band is in a first stage at relatively low Cooling rates of 15 to 45 K / s and then cooled in a second stage with a respective increased cooling rate, which was between 35 to 80 K / s.
  • the cooling is carried out in three stages with cooling rates, which was 50 to 85 K / s in the first stage, 10 to 45 K / s in the second stage and 35 to 80 K / s in the third stage.
  • the reel temperatures reached in both variants were between 370 and 520 ° C.
  • a cooling of the hot strip in the coil is carried out according to the method known from EP 0 295 500 B1.
  • the strip is cooled at a cooling rate of at least 30 ° C / h to a temperature below 200 ° C accelerated.
  • Hot rolled strip produced in this way has a structure formed of ferrite, retained austenite and bainite.
  • the formation of perlite and martensite is largely suppressed, so as not to hinder the formation of retained austenite.
  • the hot strip produced according to the known method has a high strength at high ductility. In practice, however, shows that its production is complex. Also, in the case of sudden loads due to high kinetic energies, such as typically occur in motor vehicles in an accident that it is difficult to meet with the known steel, the ever increasing demands for optimized crash behavior. In addition, the conventional production of the known hot strip is expensive.
  • EP-A-0 881 306 discloses a method for producing a steel strip from an iron and unavoidable impurities (in% by weight) 0.05-0.5% C, 0.5 - Alloy containing 2.5% Mn and 0.3 - 0.8% Si, in which such a multiphase steel is cast in conventional slab casting into slabs, then the slabs at temperatures of 1150 ° C - 1300 ° C. are annealed and then hot rolled into a hot strip, cooled and reeled, the cooling is carried out in two stages.
  • a comparable process, also based on conventional slab casting, is known from US-A-5470529.
  • US-B1-6328826 mentions a method for producing a pearlite-free TRIP steel strip containing steel besides Si, Mn also optionally Ti and / or Nb.
  • EP-A-0 789 090 it is also known to desalt a conventionally produced slab as well as from JP 2000 034537 after casting into thin slabs before hot rolling.
  • the object underlying the invention was therefore to provide a cost-effective and practical feasible method, which reliably enables the production of optimized in terms of their strength and deformation properties hot strips.
  • a TRIP-grade hot strip is produced which has a combination of deformation properties and strength values due to optimized tuning of its alloy contents and the manner of its manufacture on the one hand simplifies its processing and on the other hand contributes to an improved force absorption capacity in the event of sudden exposure to high deformation energies.
  • the Si and Mn content of the processed steel are adjusted so that in the resulting hot strip sufficient for the achievement of the TRIP effect amount of retained austenite is guaranteed.
  • Manganese stabilizes retained austenite remaining in the steel after controlled cooling.
  • the presence of silicon on the one hand supports the formation of ferrite and also improves the ductility of the steel.
  • the silicon content has a favorable effect with regard to the enrichment of the austenite not converted with hot strip in the course of hot strip production.
  • the limitation of the Si and Mn contents according to the invention also causes an improvement of the surface quality of the hot strips. These effects are particularly certain when the sum of the contents of silicon and manganese is 1.5-2.5% by weight, in particular 1.8-2.3% by weight.
  • An essential component of the alloy processed according to the invention in addition to the contents of silicon and manganese, is the content of at least one of the elements niobium and titanium.
  • TRIP steels contain retained austenite and as a result have the effect of so-called "TRANSformation Induced Plasticity". What is essential here is the combination of process control via a cast roll mill and the presence of Ti and / or Nb, as prescribed by the invention.
  • micro-alloying elements are deposited in the slab during conventional production via slab casting and only partially dissolve again during the heating of the slab before hot rolling. In the case of the production of a thin slab prescribed according to the invention, however, these elements remain in solution until the start of hot rolling in solution, due to the heat transfer which normally takes place in a tunnel furnace between thin slab production and hot rolling. These precipitations improve the grain refining of the finished hot strip and on the one hand contribute to an increase in the residual austenite content and, on the other hand, to a stabilization of the retained austenite against transformation into martensite. Steel produced and assembled according to the invention is therefore able to bear higher loads.
  • the resulting thin slabs After casting the steel used according to the invention into thin slabs whose thickness is typically 40 to 70 mm, the resulting thin slabs enter a tunnel kiln at temperatures ranging from 850 to 1050 ° C.
  • the inlet temperature is not less than 950 ° C in order to avoid the formation of precipitates at this stage of hot strip production.
  • the thin slabs are annealed at 1000 - 1200 ° C in the run.
  • the tunnel oven temperature is preferably limited to the range of 1000 - 1050 ° C, in order to avoid excessive scale formation. In this way, the lying at about 900 ° C temperature range is safely avoided, in which there is a precipitation maximum in the steel used in the invention. Instead, the micro-alloying elements are kept in solution, with the result that they are finer and more homogeneously distributed in the finished product.
  • the residence time in the tunnel kiln is limited to 10 to 60 minutes, preferably 15 to 35 minutes.
  • the limitation of the annealing time immediately causes an increase in the output of the casting-rolling plant used.
  • the thin slabs are descaled in a targeted manner after annealing in a scale scrubber.
  • the pressure with which the cleaning liquid, usually water, is added to the slabs is, according to the invention, at least 300 bar in order to achieve the greatest possible removal of all residues present on the surfaces of the slab.
  • the amount of fayalite present on the slabs, which otherwise can cause the formation of unwanted red scale in the further process is largely removed in this way.
  • hot rolled strip is rolled from the thin slabs at hot rolling end temperatures of 750 to 1000 ° C, the thickness of which is typically 0.8 - 10 mm.
  • the specific final temperature selected within the given temperature range can influence the fineness and the composition of the structure of the hot-rolled strip obtained.
  • Hot rolling end temperatures above the Ar3 temperature can be adjusted if larger amounts of retained austenite are to be formed.
  • the Formation of a fine-grained microstructure can also be assisted by the fact that, if the finish rolling is carried out in several passes, the deformation in the last pass of the hot rolling is at least 5%, preferably 15-25%.
  • the fine granularity achieved by the various measures of the procedure according to the invention contributes not only to the deformability, but also to the stabilization of the desired residual austenite content, together with the chemical composition of the processed steel.
  • the fine distribution of the individual phases present in the hot strip produced according to the invention also hampers the conversion of the retained austenite into martensite in a mechanical manner.
  • the hot strip according to the invention has not only a high chemical stability but also a high geometric stability with respect to the residual austenite part. This stability of the structure contributes to the fact that residual austenite can still be present in the finished component produced from the hot strip.
  • the controlled cooling which takes place after hot rolling also has a significant influence on the shape of the microstructure and mechanical properties of the finished hot strip.
  • the cooling can specifically influence the proportions of the individual phases as well as the strength and elongation properties.
  • the controlled cooling takes place for this purpose by the hot strip in a first stage, starting from the hot rolling end temperature with a cooling rate of 70 to 500 K / s to a 600 - 750 ° C amounting intermediate temperature is cooled by the hot strip then in a second stage for Cooling in air for 2 to 13 seconds and then cooling the hot strip in a third stage with a 30 to 200 K / s cooling rate to a reeling temperature which is 300 - 530 ° C.
  • the cooling rate in the first stage of cooling is at least 150 K / s, preferably 300 K / s.
  • a cooling pause takes place in the second phase in order to allow the formation of larger amounts of ferrite and the enrichment of the retained austenite with carbon.
  • the duration of the second stage of cooling may preferably be limited to 4 to 8 seconds for this purpose.
  • the accelerated cooling is continued to suppress the formation of pearlite and grain growth.
  • Another variant of the invention provides that the controlled cooling takes place in that the hot strip is cooled continuously from the hot rolling end temperature to the coiler temperature at a cooling rate of 10 to 70 K / s. In this way, a hot strip with the inventively desired microstructure can be produced.
  • the hot strip continues to cool after being coiled in the coil. So that it does not come to the formation of undesirably large amounts of bainite at the expense of Restaustenits, it is advantageous if the hot strip is cooled accelerated after a rest period in the coil. It has been found that the desired distribution of the individual phase components sets when the accelerated cooling of the coil begins after a rest period lying in the range of 2 to 30. In this case, the cooling can be accelerated by applying the coil with a cooling fluid. Depending on the respectively required cooling rates, a liquid, for example water, or an air stream can be used for this purpose.
  • the hot strip produced according to the invention has in each case at least three of the structural constituents ferrite, bainite, retained austenite or martensite.
  • the total content of martensite and retained austenite should be at least 8%.
  • the lowest possible martensite contents are aimed at avoiding carbon loss to the detriment of the retained austenite. Accordingly, the invention provides that the carbon content of the retained austenite should be more than 1%. This carbon content can be determined, for example, by X-ray analysis.
  • hot strips can be produced in which the product RM * A5 of tensile strength Rm and elongation at break A5 is at least 19,000 MPa *% and the product Rm * A80 consists of tensile strength Rm and elongation at break A80 at least 16,000 MPa *%, in particular 17,000 MPa *%, is.
  • Hot rolled strip produced in accordance with the invention is particularly suitable for use in vehicle construction, in steel construction, in general machine and apparatus construction and in shipbuilding.
  • the molten steels S1, S2, S3 were cast in a casting-rolling plant into thin slabs having an average thickness of 55 mm, which, in a continuous casting operation, entered a tunnel kiln in which they were heated at average temperatures of 1050 ° C in the course of an annealing have been subjected. After leaving the furnace, the thin slabs have passed a scale scrubber, in which their surface has been freed from the scale by being exposed to a cleaning liquid which has been sprayed off at more than 300 bar.
  • the thus cleaned thin slabs are then run into a multi-stand hot rolling stand, in which they at a hot rolling end temperature ET in several passes too in each case a hot strip with a thickness d have been finished hot rolled.
  • the hot strips W1-W4 produced from the melts S1 and S2 have been cooled in three stages.
  • the hot strips in question have each been cooled at a cooling rate Ag1 to an intermediate temperature ZT1.
  • the hot strips were cooled to a temperature ZT2 at a cooling rate Ag2.
  • the hot strips are then cooled to the temperature HT with which they have been rewound.
  • the final rolling temperatures ET observed during the production of the hot strips W1-W4 from the melts S1 and S2, the hot strip thicknesses d, the respective cooling rates Ag1, the intermediate temperature ZT1, the time t2 of the intermediate cooling in air, the respective cooling rates Ag2, the intermediate temperatures ZT2 and the reeling temperatures HT are given in Table 2.
  • Table 3 shows the mechanical properties tensile strength Rm, uniform elongation Ag, elongation A80 and elongation A5 and the respective product of Rm * A5 and Rm * A80 determined for the respective hot strips W1 - W4.
  • Table 4 shows the relevant process parameters and the thickness d of the hot strips W5 to W10.
  • Table 5 contains the corresponding information on the respective tensile strength Rm, uniform elongation Ag, elongation A80 and elongation A5 as well as the respective product of Rm * A5 and Rm * A80.

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Description

  • Hochfeste Stähle mit guten Dehnungskennwerten und Verarbeitbarkeit werden im Bereich des Fahrzeugbaus, im allgemeinen Stahlbau sowie im Maschinen- und Apparatebau zur Herstellung von Bauteilen benötigt, die hohe Kräfte aufnehmen und in ihrer Formgebung optimal an die sich jeweils stellenden konstruktiven Anforderungen angepasst werden können.
  • Ein für diese Einsatzzwecke bestimmtes hochfestes, gut verformbares Warmband und ein Verfahren zu seiner Herstellung sind aus der EP 0 295 500 B1 bekannt. Der für die Erzeugung des bekannten Warmbands verwendete Stahl enthält neben Eisen und den herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,15 bis weniger als 0,3 % C, 0,5 bis 2,0 % Si, 0,5 bis 2,0 % Mn. Zusätzlich können in dem Stahl 0,0005 bis 0,0100 Ca oder 0,005 bis 0,050 % Seltenerdmetalle enthalten sein.
  • Der bekannte Stahl wird gemäß der EP 0 295 500 B1 in einer Warmwalzstaffel mit einer Warmwalzendtemperatur warmgewalzt, die mit maximal 50 °C von der Ar3-Temperatur abweicht. Im Anschluss an das Warmwalzen wird das Warmband auf dem sich an die Warmwalzstaffel anschließenden Rollgang gesteuert abgekühlt, wobei die EP 0 295 500 B1 zwei Wege dieser gesteuerten Abkühlung vorgibt. Auf dem ersten Weg wird das Band in einer ersten Stufe bei relativ niedrigen Abkühlgeschwindigkeiten von 15 bis 45 K/s und dann in einer zweiten Stufe mit einer jeweils erhöhten Abkühlgeschwindigkeit gekühlt, die zwischen 35 bis 80 K/s lag. Bei der anderen Variante erfolgt die Abkühlung dreistufig mit Abkühlgeschwindigkeiten, die in der ersten Stufe 50 bis 85 K/s, in der zweiten Stufe 10 bis 45 K/s und in der dritten Stufe 35 bis 80 K/s betrug. Die bei beiden Varianten erreichten Haspeltemperaturen lagen zwischen 370 bis 520 °C.
  • Zusätzlich zu der mehrstufigen Abkühlung wird gemäß dem aus der EP 0 295 500 B1 bekannten Verfahren eine Abkühlung des Warmbandes im Coil durchgeführt. Dabei wird das Band mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 30 °C/h auf eine unter 200 °C liegende Temperatur beschleunigt abgekühlt.
  • Warmband, das in dieser Weise hergestellt worden ist, besitzt eine aus Ferrit, Restaustenit und Bainit gebildete Struktur. Die Bildung von Perlit und Martensit ist dabei weitestgehend unterdrückt, um die Bildung von Restaustenit nicht zu behindern.
  • Das gemäß dem bekannten Verfahren hergestellte Warmband weist zwar eine hohe Festigkeit bei hoher Dehnbarkeit auf. In der Praxis zeigt sich jedoch, dass seine Herstellung aufwändig ist. Auch zeigt sich im Fall plötzlicher Belastungen durch hohe kinetische Energien, wie sie beispielsweise bei Kraftfahrzeugen bei einem Unfall typischerweise auftreten, dass es nur schwer möglich ist, mit dem bekannten Stahl die immer weiter steigenden Anforderungen an ein optimiertes Crash-Verhalten zu erfüllen. Hinzu kommt, dass die konventionelle Fertigung des bekannten Warmbandes aufwändig ist.
  • Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der EP-A-0 881 306 ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlbands aus einer neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,05 - 0,5 % C, 0,5 - 2,5 % Mn und 0,3 - 0,8 % Si enthaltenden Legierung bekannt, bei dem ein solcher Mehrphasen-Stahl im konventionellen Brammenguss zu Brammen vergossen wird, bei dem anschließend die Brammen bei Temperaturen von 1150 °C - 1300 °C geglüht werden und dann zu einem Warmband warmgewalzt, abgekühlt und gehaspelt werden, wobei die Abkühlung zweistufig ausgeführt wird. Ein vergleichbares, ebenfalls auf konventionellem Brammenguss basierendes Verfahren ist aus der US-A-5470529 bekannt.
  • US-B1-6328826 erwähnt ein Verfahren zum Herstellen eines perlitfreien TRIP Stahlbandes, der Stahl enthalten neben Si, Mn auch wahlweise Ti und/oder Nb.
  • Aus der EP-A-0 789 090 ist es zudem bekannt, eine konventionell erzeugte Bramme sowie aus der JP 2000 034537 nach dem Vergiessen zu Dünnbrammen vor dem Warmwalzen zu entzundern.
  • Die der Erfindung zu Grunde liegende Aufgabe bestand daher darin, ein kostengünstig und praxisgerecht durchführbares Verfahren anzugeben, welches zuverlässig die Herstellung von hinsichtlich ihrer Festigkeits- und Verformungseigenschaften optimierten Warmbändern ermöglicht.
  • Diese Aufgabe wird gemäß Anspruch 1 durch ein Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlbands gelöst, das perlitfrei ist, TRIP-Eigenschaften besitzt und eine Zugfestigkeit von mindestens 600 MPa aufweist. Erfindungsgemäß wird dieses Warmbänd in einem kontinuierlich ablaufenden Arbeitsprozess erzeugt, bei dem mindestens folgende Arbeitsschritte durchgeführt werden:
    • Vergießen einer Stahlschmelze, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,06 - 0,3 % C, 0,1 - 3,0 % Si, 0,3 - 1,1 % Mn, wobei die Summe aus den Gehalten an Si und Mn 1,5 - 3,5 % beträgt, mindestens eines der Elemente Ti oder Nb in Gehalten von jeweils 0,005 - 0,15 %, sowie wahlweise einzeln oder in Kombination max. 0,8 % Cr, max. 0,8 % Mo, max. 1 % Cu und max. 1 % Ni, enthält, zu Dünnbrammen,
    • Glühen der mit einer 850 bis 1050 °C betragenden Einlauftemperatur in einen Glühofen einlaufenden Dünnbrammen bei Glühtemperaturen von 1000 bis 1200 °C für eine Glühdauer von 10 bis 60 Minuten,
    • Entzundern der Dünnbrammen in einem Zunderwäscher unter einem Abspritzdruck der zum Entzundern eingesetzten Flüssigkeit von mindestens 300 bar,
    • Fertigwarmwalzen der Dünnbrammen zu einem Warmband bei Warmwalzendtemperaturen, die im Bereich von 750 bis 1000 °C liegen,
    • gesteuertes Abkühlen des erhaltenen Warmbands auf eine Haspeltemperatur,
    • Haspeln des Warmbands.
  • Gemäß der Erfindung wird in einem kontinuierlich ablaufenden Verfahren, wie es typisch auf einer Gießwalzanlage durchführbar ist, ein TRIP-Eigenschaften besitzendes Warmband erzeugt, welches aufgrund einer optimierten Abstimmung seiner Legierungsgehalte und der Art und Weise seiner Herstellung eine Kombination von Verformungseigenschaften und Festigkeitswerten aufweist, die einerseits seine Verarbeitung vereinfacht und andererseits zu einem verbesserten Kraftaufnahmevermögen im Fall plötzlicher Belastung durch hohe Verformungsenergien beiträgt.
  • Der Si- und Mn-Gehalt des verarbeiteten Stahles sind dabei so abgestimmt, dass im erhaltenen Warmband eine für die Erzielung des TRIP-Effekts ausreichende Menge an Restaustenit gewährleistet ist. Mangan stabilisiert den nach der gesteuerten Abkühlung im Stahl verbleibenden Restaustenit. Die Anwesenheit von Silizium unterstützt einerseits die Bildung von Ferrit und verbessert zudem die Dehnbarkeit des Stahls. Andererseits wirkt sich der Silizium-Gehalt günstig im Hinblick auf die Anreicherung des im Zuge der Warmbanderzeugung nicht umgewandelten Austenits mit Kohlenstoff aus. Neben den die mechanischen Eigenschaften verbessernden Effekten bewirkt die erfindungsgemäße Beschränkung der Si- und Mn-Gehalte auch eine Verbesserung der Oberflächenbeschaffenheit der Warmbänder. Besonders sicher stellen sich diese Wirkungen dann ein, wenn die Summe aus den Gehalten an Silizium und Mangan 1,5 - 2,5 Gew.-%, insbesondere 1,8 - 2,3 Gew.-%, beträgt.
  • Wesentlicher Bestandteil der erfindungsgemäß verarbeiteten Legierung ist neben den Gehalten an Silizium und Mangan der Gehalt an mindestens einem der Elemente Niob und Titan. TRIP-Stähle enthalten Restaustenit und weisen infolgedessen den Effekt der sogenannten "TRansformation Induced Plasticity" auf. Wesentlich ist dabei die erfindungsgemäß vorgeschriebene Kombination aus der Verfahrensführung über eine Gießwalzanlage und dem Vorhandensein von Ti und/oder Nb.
  • Diese Mikrolegierungselemente werden bei der konventionellen Erzeugung über Brammenguss in der Bramme ausgeschieden und gehen nur teilweise bei der Erwärmung der Bramme vor dem Warmwalzen wieder in Lösung. Bei der erfindungsgemäß vorgeschriebenen Erzeugung einer Dünnbramme bleiben diese Elemente bedingt durch die zwischen der Dünnbrammenerzeugung und dem Warmwalzen in der Regel in einem Tunnelofen im Durchlauf erfolgende Wärmezufuhr dagegen bis zum Beginn des Warmwalzens in Lösung. Diese Ausscheidungen verbessern die Kornfeinung des fertigen Warmbands und tragen einerseits zu einer Erhöhung des Restaustenitanteils und andererseits zu einer Stabilisierung des Restaustenits gegen eine Umwandlung in Martensit bei. Erfindungsgemäß erzeugter und zusammengesetzter Stahl ist daher in der Lage, höhere Belastungen zu ertragen. Diese Eigenschaft macht ihn besonders geeignet für die Herstellung von so genannten "crash-relevanten" Bauteilen, die beispielsweise bei einem Unfall plötzlich hohen Beanspruchungen ausgesetzt sind. Durch die gegebenenfalls kombinierte, notwendige Anwesenheit von Niob und/oder Titan in Gehalten von jeweils bis zu 0,15 Gew.-% werden so in Kombination mit dem erfindungsgemäß eingeschlagenen Verfahrensweg die Verformbarkeit des Warmbands selbst und die Verfestigungsprozesse im Fall einer Verformung eines aus dem erfindungsgemäß erzeugten Warmband hergestellten Bauteils gezielt verbessert.
  • Nach dem Vergießen des erfindungsgemäß verwendeten Stahls zu Dünnbrammen, deren Dicke typisch 40 bis 70 mm beträgt, laufen die erhaltenen Dünnbrammen mit Temperaturen, die im Bereich von 850 - 1050 °C in einen Tunnelofen ein. Bevorzugt beträgt die Einlauftemperatur nicht weniger als 950 °C, um die Bildung von Ausscheidungen in diesem Stadium der Warmbanderzeugung zu vermeiden.
  • In dem Ofen werden die Dünnbrammen bei 1000 - 1200 °C im Durchlauf geglüht. Die Tunnelofentemperatur ist dabei vorzugsweise auf den Bereich von 1000 - 1050 °C beschränkt, um eine übermäßige Zunderbildung zu vermeiden. Auf diese Weise wird der bei ca. 900 °C liegende Temperaturbereich sicher umgangen, bei dem es im erfindungsgemäß verwendeten Stahl zu einem Ausscheidungsmaximum kommt. Stattdessen werden die Mikrolegierungselemente in Lösung gehalten mit der Folge, dass sie im fertigen Produkt feiner und homogener verteilt vorliegen.
  • Zum selben Zweck ist die Verweilzeit im Tunnelofen auf 10 - 60 Minuten, bevorzugt 15 - 35 Minuten, beschränkt. Darüber hinaus bewirkt die Beschränkung der Glühdauer unmittelbar eine Erhöhung der Ausbringung der eingesetzten Gieß-Walz-Anlage.
  • Auch wenn es bei der durch die Erfindung vorgegebenen Vorgehensweise insgesamt zur Entstehung geringerer Zundermengen auf den Oberflächen der verarbeiteten Dünnbrammen kommt, werden die Dünnbrammen nach dem Glühen in einem Zunderwäscher gezielt entzundert. Der Druck, mit dem dabei die Reinigungsflüssigkeit, in der Regel Wasser, auf die Brammen gegeben wird, beträgt erfindungsgemäß mindestens 300 bar, um eine weitestgehende Entfernung aller auf den Oberflächen der Bramme vorhandenen Rückstände zu erreichen. Besonders die auf den Brammen vorhandene Menge an Fayalit, welches andernfalls im weiteren Prozess die Bildung von unerwünschtem Rotzunder verursachen kann, wird auf diese Weise weitestgehend entfernt.
  • In der anschließend durchlaufenen Fertigwalzstaffel werden aus den Dünnbrammen bei Warmwalzendtemperaturen von 750 bis 1000 °C Warmbänder gewalzt, deren Dicke typischerweise 0,8 - 10 mm beträgt. Durch die innerhalb des vorgegebenen Temperaturbereichs jeweils konkret gewählte Endtemperatur lässt sich die Feinheit und die Zusammensetzung der Struktur der erhaltenen Warmbänder beeinflussen. So kann schon dadurch, dass das Fertigwalzen unterhalb der Ar3-Temperatur beendet wird, eine verfeinerte Körnung erreicht werden. Über der Ar3-Temperatur liegende Warmwalzendtemperaturen können eingestellt werden, wenn größere Mengen an Restaustenit gebildet werden sollen.
  • Im Hinblick auf die Feinheit der Struktur des erhaltenen Warmbandes hat es sich darüber hinaus als günstig erwiesen, wenn der während des Fertigwarmwalzens erzielte Gesamtumformgrad φges 1,8 - 3,7 beträgt. Auf diese Weise ist eine ausreichende Zerstörung des Gussgefüges der Brammen sichergestellt und es wird eine optimierte Feinkörnigkeit des erhalten Warmbandes erzielt. Dies ist insbesondere dann der Fall, wenn der über das Warmwalzen erzielte Umformgrad ϕges mindestens 2,5 beträgt. Unterstützt werden kann die Ausbildung eines feinkörnigen Gefüges zudem dadurch, dass, wenn das Fertigwalzen in mehreren Stichen durchgeführt wird, die Verformung im letzten Stich des Warmwalzens mindestens 5 %, bevorzugt 15 - 25 %, beträgt.
  • Die durch die verschiedenen Maßnahmen der erfindungsgemäßen Vorgehensweise erreichte Feinkörnigkeit trägt nicht nur zur Verformbarkeit, sondern gemeinsam mit der chemischen Zusammensetzung des verarbeiteten Stahls auch zur Stabilisierung des erwünschten Restaustenitanteils bei. So behindert die feine Verteilung der einzelnen im erfindungsgemäß erzeugten Warmband vorhandenen Phasen auch auf mechanische Weise die Umwandlung des Restaustenits in Martensit. Das erfindungsgemäße Warmband weist infolge dessen in Bezug auf den Restaustenitanteil nicht nur eine hohe chemische, sondern auch eine hohe geometrische Stabilität auf. Diese Stabilität des Gefüges trägt dazu bei, dass noch im aus dem Warmband erzeugten fertigen Bauteil Restaustenit vorliegen kann.
  • Die nach dem Warmwalzen erfolgende gesteuerte Abkühlung hat ebenfalls wesentlichen Einfluss auf die Ausprägung der Gefügestruktur und mechanischen Eigenschaften des fertigen Warmbands. So lassen sich durch die Abkühlung gezielt die Anteile der einzelnen Phasen sowie die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften beeinflussen. Gemäß einer ersten Variante der Erfindung erfolgt die gesteuerte Abkühlung zu diesem Zweck, indem das Warmband in einer ersten Stufe ausgehend von der Warmwalzendtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 70 bis 500 K/s auf eine 600 - 750 °C betragende Zwischentemperatur gekühlt wird, indem das Warmband anschließend in einer zweiten Stufe für 2 bis 13 Sekunden an Luft abkühlt und indem das Warmband daraufhin in einer dritten Stufe mit einer 30 bis 200 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine Haspeltemperatur gekühlt wird, die 300 - 530 °C beträgt. Eine möglichst hohe Abkühlgeschwindigkeit in der ersten Stufe der Abkühlung wirkt sich dabei positiv auf die im erhaltenen Warmband enthaltene Restaustenitmenge aus. Daher beträgt nach einer bevorzugten Ausführungsform dieser Variante der gesteuerten Abkühlung die Abkühlgeschwindigkeit in der ersten Stufe der Abkühlung mindestens 150 K/s, bevorzugt 300 K/s.
  • Nach der ersten Phase der schnellen Abkühlung erfolgt in der zweiten Phase eine Kühlpause, um die Bildung von größeren Mengen an Ferrit und die Anreicherung des Restaustenits mit Kohlenstoff zu ermöglichen. Die Dauer der zweiten Stufe der Abkühlung kann zu diesem Zweck bevorzugt auf 4 bis 8 Sekunden beschränkt werden. Anschließend wird in der dritten Stufe die beschleunigte Abkühlung fortgesetzt, um die Bildung von Perlit und das Kornwachstum zu unterdrücken.
  • Eine andere Variante der Erfindung sieht vor, dass die gesteuerte Abkühlung dadurch erfolgt, dass das Warmband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 bis 70 K/s kontinuierlich von der Warmwalzendtemperatur auf die Haspeltemperatur gekühlt wird. Auch auf diese Weise lässt sich ein Warmband mit der erfindungsgemäß angestrebten Gefügestruktur erzeugen.
  • Schließlich ist es möglich, die Abkühlung so zu steuern, dass das Warmband in einer ersten Stufe innerhalb von 1 - 7 Sekunden auf eine Temperatur abgekühlt wird, die etwa 80 °C über der Haspeltemperatur liegt, und dass das Warmband anschließend an Luft auf die Haspeltemperatur abkühlt, die im Bereich von 300 bis 530 °C liegt. Bei dieser Variante der gesteuerten Abkühlung erfolgt im ersten Schritt eine besonders schnelle Abkühlung mit der Folge, dass sich ein besonders feines Gefüge mit hohem Restaustenitanteil und hoher Festigkeit einstellt.
  • Unabhängig, welche der voranstehend erläuterten Varianten der gesteuerten Abkühlung eingesetzt werden, kühlt das Warmband nach dem Haspeln im Coil weiter ab. Damit es dabei nicht zur Bildung von unerwünscht großen Mengen an Bainit auf Kosten des Restaustenits kommt, ist es günstig, wenn das Warmband nach einer Ruhezeit im Coil beschleunigt abgekühlt wird. Es hat sich gezeigt, dass sich die gewünschte Aufteilung der einzelnen Phasen-Anteile einstellt, wenn die beschleunigte Kühlung des Coils nach einer im Bereich von 2 bis 30 liegenden Ruhezeit beginnt. Dabei lässt sich die Abkühlung durch Beaufschlagung des Coils mit einem Kühlfluid beschleunigen. Abhängig von den jeweils erforderlichen Abkühlgeschwindigkeiten kann dazu eine Flüssigkeit, beispielsweise Wasser, oder ein Luftstrom eingesetzt werden.
  • Das erfindungsgemäß erzeugte Warmband weist jeweils mindestens drei der Gefügebestandteile Ferrit, Bainit, Restaustenit oder Martensit auf. Dabei sollte die Summe der Gehalte an Martensit und Restaustenit mindestens 8 % betragen. Möglichst geringe Martensitgehalte sind angestrebt, um einen Kohlenstoffverlust zu Ungunsten des Restaustenits zu vermeiden. Dementsprechend sieht die Erfindung vor, dass der Kohlenstoffgehalt des Restaustenits mehr als 1 % betragen soll. Dieser Kohlenstoffgehalt lässt sich beispielsweise röntgenographisch ermitteln.
  • Durch die erfindungsgemäße Weise der Herstellung lassen sich Warmbänder erzeugen, bei denen das Produkt RM*A5 aus Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A5 mindestens 19.000 MPa*% und das Produkt Rm*A80 aus Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A80 mindestens 16.000 MPa*%, insbesondere 17.000 MPa*%, beträgt.
  • Erfindungsgemäß erzeugtes Warmband eignet sich in besonderer Weise zur Verwendung im Fahrzeugbau, im Stahlbau, im allgemeinen Maschinen- und Apparatebau sowie im Schiffsbau.
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
  • Es sind Stahlschmelzen S1, S2 und S3 erschmolzen worden, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind.
  • Die Stahlschmelzen S1, S2, S3 sind in einer Gieß-Walz-Anlage zu Dünnbrammen mit einer Dicke von durchschnittlich 55 mm vergossen worden, die in einem sich kontinuierlich an das Vergießen anschließenden Vorgang in einen Tunnelofen eingelaufen sind, in dem sie bei durchschnittlichen Temperaturen von 1050 °C im Durchlauf einer Glühung unterzogen worden sind. Nach Verlassen des Ofens haben die Dünnbrammen einen Zunderwäscher passiert, in dem ihre Oberfläche durch Beaufschlagung mit einer unter mehr als 300 bar abgespritzten Reinigungsflüssigkeit im Durchlauf vom Zunder befreit worden ist.
  • Die derart gesäuberten Dünnbrammen sind dann in eine mehrgerüstige Warmwalzstaffel eingelaufen, in der sie bei einer Warmwalzendtemperatur ET in mehreren Stichen zu jeweils einem Warmband mit einer Dicke d fertigwarmgewalzt worden sind.
  • Anschließend sind die aus den Schmelzen S1 und S2 erzeugten Warmbänder W1 - W4 in drei Stufen abgekühlt worden. In der ersten Stufe dieser Abkühlung sind die betreffenden Warmbänder jeweils mit einer Abkühlgeschwindigkeit Ag1 auf eine Zwischentemperatur ZT1 gekühlt worden. Daran schloss sich für eine Zeitdauer t2 eine Abkühlung an Luft an, auf die wiederum die dritte Abkühlstufe folgte, in der die Bänder mit einer Abkühlgeschwindigkeit Ag2 auf eine Temperatur ZT2 gekühlt worden sind. Auf dem zwischen dem Ende der Kühleinrichtung bis zur Haspeleinrichtung zurückgelegten Weg sind die Warmbänder dann auf die Temperatur HT angekühlt, mit der sie gehaspelt worden sind.
  • Die während der Herstellung der Warmbänder W1 - W4 aus den Schmelzen S1 und S2 eingehaltenen Endwalztemperaturen ET, die Warmbanddicken d, die jeweiligen Abkühlgeschwindigkeiten Ag1, die Zwischentemperatur ZT1, die Zeitdauer t2 der zwischengeschalteten Abkühlung an Luft, die jeweiligen Abkühlgeschwindigkeiten Ag2, die Zwischentemperatur ZT2 und die Haspeltemperaturen HT sind in-Tabelle 2 angegeben.
  • In Tabelle 3 sind die für die betreffenden Warmbänder W1 - W4 ermittelten mechanischen Eigenschaften Zugfestigkeit Rm, Gleichmaßdehnung Ag, Dehnung A80 und Dehnung A5 sowie das jeweilige Produkt aus Rm*A5 und Rm*A80 angegeben.
  • Die aus der Schmelze S3 erzeugten Warmbänder W5 - W10 sind dagegen nach dem Verlassen der Warmwalzstaffel einer Abkühlung unterzogen worden, bei der sie mit einer Abkühlgeschwindigkeit Ag1 auf eine Zwischentemperatur ZT1 und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit Ag2 auf die jeweilige Haspeltemperatur HT abgekühlt worden sind. In Tabelle 4 sind die betreffenden Verfahrensparameter sowie die Dicke d der Warmbänder W5 bis W10 angegeben. Tabelle 5 enthält die zugehörigen Angaben zur jeweiligen Zugfestigkeit Rm, Gleichmaßdehnung Ag, Dehnung A80 und Dehnung A5 sowie zum jeweiligen Produkt aus Rm*A5 und Rm*A80. Tabelle 1
    Schmelze C Si Mn P S Al N Cu Cr Ni Mo Nb Fe, sonstige Verunreinigungen
    S1 0,233 1,74 1,00 0,004 0,003 0,04 0,0054 - - - - 0,059 Rest
    S2 0,246 1,80 0,98 0,004 0,0030 0,04 0,0048 - - - - 0,056 Rest
    S3 0,240 1,76 1,02 0,016 0,0005 0,05 0,0042 0,01 0,030 0,017 0,002 0,0054 Rest
    Alle Angaben in Gew.-%
    Tabelle 2
    Warmband Schmelze d [mm] ET [°C] Ag1 [K/s] ZT1 [°C] t2 [s] Ag2 [K/s] ZT2 [°C] HT [°C]
    W1 S1 3,5 905 80 660 5 45 445 430
    W2 S2 3,5 900 80 700 5 45 500 430
    W3 S1 3,5 895 80 680 5 45 440 380
    W4 S1 3,5 850 80 690 5 45 440 380
    Tabelle 3
    Warmband Schmelze Rm [MPa] A80 [%] A5 [%] Rm*A80 [MPa*%] Rm*A5 [MPa*%]
    W1 S1 787 21,7 24,2 17077,9 19045,4
    W2 S2 768 23,1 28,6 17740,8 21964,8
    W3 S1 735 26,8 33,1 19698,0 24328,5
    W4 S1 787 22,3 28,2 17550,1 22193,4
    Tabelle 4
    Warmband Schmelze d [mm] ET [°C] Ag1 [K/s] Tl [°C] Ag2 [K/s] HT [°C]
    W5 S3 3,6 845 150 675 90 435
    W6 S3 3,2 850 160 680 120 415
    W7 S3 3,0 850 165 680 120 450
    W8 S3 3,0 850 165 680 120 450
    W9 S3 2,8 850 175 680 120 450
    W10 S3 2,2 850 250 675 190 450
    Tabelle 5
    Warmband Schmelze Rm [MPa] A80 [%] A5 [%] Rm*A80 [MPa*%] Rm*A5 [MPa*%]
    W5 S3 769 38,1 42,0 29299 32298
    W6 S3 822 31,7 36,5 26057 30003
    W7 S3 770 35,2 n.b. 27104 n.b.
    W8 S3 771 34,8 n.b. 26381 n.b.
    W9 S3 766 33,4 n.b. 25584 n.b.
    W10 S3 781 33,3 44,9 35067 26007

Claims (24)

  1. Verfahren zum Herstellen eines perlitfreien warmgewalzten Stahlbands mit TRIP-Eigenschaften und mit einer Zugfestigkeit von mindestens 600 MPa, bei dem in einem kontinuierlich ablaufenden Arbeitsprozess auf einer Giesswalzanlage mindestens folgende Arbeitsschritte durchgeführt werden:
    - Vergießen einer Stahlschmelze, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)
    C: 0,06 - 0,3 %,
    Si: 0,1 - 3,0 %,
    Mn: 0,3 -1,1 %,
    wobei die Summe aus den Gehalten an Si und Mn 1,5 - 3,5 % beträgt,
    mindestens eines der Elemente Ti oder Nb in Gehalten von jeweils 0,005 - 0,15 %,
    sowie wahlweise eines oder mehrere der folgenden Elemente
    Cr: max. 0,8 %,
    Mo: max. 0,8 %,
    Cu: max. 1 %,
    Ni: max. 1 %,
    enthält,
    zu Dünnbrammen,
    - Glühen der mit einer 850 bis 1050 °C betragenden Einlauftemperatur in einen Glühofen einlaufenden Dünnbrammen bei Glühtemperaturen von 1000 bis 1200 °C für eine Glühdauer von 10 bis 60 Minuten,
    - Entzundern der Dünnbrammen in einem Zunderwäscher unter einem Abspritzdruck der zum Entzundern eingesetzten Flüssigkeit von mindestens 300 bar,
    - Fertigwarmwalzen der Dünnbrammen zu einem Warmband bei Warmwalzendtemperaturen, die im Bereich von 750 bis 1000 °C liegen,
    - gesteuertes Abkühlen des erhaltenen Warmbands auf eine Haspeltemperatur,
    - Haspeln des Warmbands.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe aus den Gehalten an Si und Mn 1,5 - 2,5 Gew.-% beträgt.
  3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe aus den Gehalten an Si und Mn 1,8 - 2,3 Gew.-% beträgt.
  4. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühtemperatur weniger als 1150 °C beträgt.
  5. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
    dass die Glühdauer 15 bis 35 Minuten beträgt.
  6. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
    dass die während des Fertigwarmwalzens erzielte Gesamtumformung 1,8 - 3,7 beträgt.
  7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Gesamtumformung mindestens 2,5 beträgt.
  8. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
    dass das Fertigwalzen in mehreren Stichen durchgeführt wird und die Verformung im letzten Stich mindestens 5 % beträgt.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Verformung im letzten Stich 15 - 25 % beträgt.
  10. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
    dass die Warmwalzendtemperatur unterhalb der Ar3-Temperatur liegt.
  11. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
    dass die gesteuerte Abkühlung erfolgt, indem das Warmband in einer ersten Stufe ausgehend von der Warmwalzendtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 70 bis 500 K/s auf eine 600 - 750 °C betragende Zwischentemperatur gekühlt wird, indem das Warmband anschließend in einer zweiten Stufe für 2 bis 13 Sekunden an Luft abkühlt und indem das Warmband daraufhin in einer dritten Stufe mit einer 30 bis 200 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine Haspeltemperatur gekühlt wird, die 300 - 530 °C beträgt.
  12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlgeschwindigkeit in der ersten Stufe der Abkühlung mindestens 150 K/s beträgt.
  13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlgeschwindigkeit in der ersten Stufe der Abkühlung mindestens 300 K/s beträgt.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 11 bis 13, dadurch gekennzeichnet,
    dass die Dauer der zweiten Stufe der Abkühlung 4 bis 8 Sekunden beträgt.
  15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet,
    dass die gesteuerte Abkühlung erfolgt, indem das Warmband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 bis 70 K/s kontinuierlich von der Warmwalzendtemperatur auf die Haspeltemperatur gekühlt wird.
  16. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet,
    dass die gesteuerte Abkühlung erfolgt, indem das Warmband in einer ersten Stufe innerhalb von 1 bis 7 Sekunden auf eine Temperatur abgekühlt wird, die etwa 80 °C über der Haspeltemperatur liegt, und indem das Warmband anschließend an Luft auf die Haspeltemperatur abkühlt, die im Bereich von 300 bis 530 °C liegt.
  17. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
    dass das Warmband im Coil nach einer Ruhezeit beschleunigt abgekühlt wird.
  18. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, dass die Ruhezeit 2 bis 30 Minuten beträgt.
  19. Verfahren nach Anspruch 17 oder 18, dadurch gekennzeichnet, dass die beschleunigte Abkühlung durch Beaufschlagung des Coils mit einem Kühlfluid erfolgt.
  20. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
    dass das erhaltene Warmband mindestens drei der Gefügebestandteile Ferrit, Bainit, Restaustenit oder Martensit aufweist.
  21. Verfahren nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe der Gehalte an Martensit und Restaustenit mindestens 8 % beträgt.
  22. Verfahren nach einem der Ansprüche 20 oder 21, dadurch gekennzeichnet,
    dass der Kohlenstoffgehalt des Restaustenits mehr als 1 % beträgt.
  23. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
    dass das Produkt der Zugfestigkeit Rm und der Bruchdehnung A5 des erhaltenen Warmbands mindestens 19.000 MPa*% beträgt.
  24. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
    dass das Produkt der Zugfestigkeit Rm und der Bruchdehnung A80 des erhaltenen Warmbands mindestens 17.000 MPa*% beträgt.
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