EP1807542A1 - Höherfestes, twip-eigenschaften aufweisendes stahlband oder -blech und verfahren zu dessen herstellung mittels "direct strip casting " - Google Patents

Höherfestes, twip-eigenschaften aufweisendes stahlband oder -blech und verfahren zu dessen herstellung mittels "direct strip casting "

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Publication number
EP1807542A1
EP1807542A1 EP04797547A EP04797547A EP1807542A1 EP 1807542 A1 EP1807542 A1 EP 1807542A1 EP 04797547 A EP04797547 A EP 04797547A EP 04797547 A EP04797547 A EP 04797547A EP 1807542 A1 EP1807542 A1 EP 1807542A1
Authority
EP
European Patent Office
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strip
hot
contents
cold
mass
Prior art date
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Ceased
Application number
EP04797547A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Jens-Ulrik Becker
Harald Hofmann
Manfred Menne
Jochen Wans
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.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel AG
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Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel AG filed Critical ThyssenKrupp Steel AG
Publication of EP1807542A1 publication Critical patent/EP1807542A1/de
Ceased legal-status Critical Current

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    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
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    • 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
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T29/00—Metal working
    • Y10T29/49—Method of mechanical manufacture
    • Y10T29/4998—Combined manufacture including applying or shaping of fluent material
    • Y10T29/49988—Metal casting
    • Y10T29/49991—Combined with rolling

Definitions

  • the invention relates to a method for producing high-strength, good cold-workable and TWIP properties steel strip or sheet of a Fe-C-Mn lightweight steel, a method for producing components and a high-strength steel strip or sheet having TWIP properties ,
  • Hadfield steels containing 11 to 14 wt .-% Mn and 1.1 to 1.4 wt .-% C in addition to iron as essential alloying elements.
  • Steels with such a high manganese content are characterized by a very high tensile strength and solidification when subjected to repeated impacts or friction.
  • TWIP "Twinning Induced jPlasticity”
  • the steels in question have a low ductility and good strength, a high ductility under mechanical stress as a result of a twinning of the grains of the microstructure occurring in the course of the mechanical stress.
  • This twin formation facilitates the deformation of the steel immediate.
  • the twins also contribute to increasing the yield stress of the steel in the case of mechanical stress by restricting the mobility of dislocations.
  • the ductility of TWIP steels is additionally supported by a martensitic ⁇ / oc transformation associated with the formation of twins.
  • a process for producing steel strips of Fe-C-Mn alloys of the type described above is known from EP 1 067 203 B1.
  • a molten steel containing 0.001-1.6 wt% C, 6-30 wt% Mn, up to 10 wt% Ni, the sum of the contents of Mn and Ni being 16 wt.
  • cast strip can also be produced by so-called “direct strip casting” method, for which usually the Short name “DSC method” is used.
  • DSC method Short name
  • the melt to be poured from the ladle is placed in a distribution vessel, from which it is placed on a continuously rotating conveyor belt.
  • the melt is intensively cooled, so that it solidifies upon reaching the end of the conveyor line of the conveyor belt to a solid pre-band.
  • the pre-band usually passes through a second cooling section, before it is also hot-rolled without interruption to this cooling section. Hot rolling can be done in one or more stands. After hot rolling, another controlled cooling then takes place before the finished hot rolled strip is wound into a coil.
  • TRIP Transformation ⁇ nduced Plasticity
  • TWIP Transformation ⁇ nduced Plasticity
  • steels with high Mn contents can only be hot-rolled and cold-rolled due to their inherently high strength. This is particularly critical in the case of high-strength TWIP steels of the type in question. In such steels, instabilities or cracks often appear at the strip edges, which is the reason for the large-scale production and processing of. Making strips or sheets of such steels difficult in practice. Also, due to the great hardness, the Steels with Mn contents of 18 wt .-% and more already in the as-cast condition prior to hot rolling own, a great manufacturing effort required to produce from such steels thin hot strip, from which subsequently at low cost, a cold strip of small thickness are produced can. On such thin cold-rolled sheets, which have a low weight with high strength and good deformation and Festiglceits in the event of an accident, however, there is an increased demand, especially in the field of automobile body construction.
  • the object of the invention was, on the basis of the above-described prior art, to provide a method for the production of TWAN steel strip and sheets with high manganese content, which makes it possible, with reduced effort, to produce products of optimized combination of properties and also optimum utility value To make available.
  • a process for the production of high-strength components of a steel of the type specified should be specified.
  • a steel strip or sheet should be created, which has a particularly good deformation behavior.
  • the remainder contains iron and impurities caused by melting, the contents of Sn, Sb, Zr, Ta and As, the sum of which does not exceed 0.30%, being attributed to these impurities, being applied to a conveyor belt and cooled there until it solidifies to a pre-band .
  • the stripped stock is, if necessary, subjected to a heat treatment, the hot strip is hot rolled at a temperature of at least 700 ° C. to a hot strip having a completely recrystallized structure,
  • the hot strip is reeled at a coiler temperature of up to 750 0 C.
  • the invention achieves the above-mentioned object by producing a hot or cold strip by applying the method according to the invention, from which then optionally a precursor is produced, which subsequently to the component finished cold forming.
  • the present invention produced steel strip or is -Sheet metal characterized in that its brittle / Duktil_ticiansübergangs- temperature T ue at below -40 0 C. D ⁇ e relevant transition temperature T ue is usually determined in the bucket impact test or in the impact test.
  • the invention is based on the finding that steels with Mn contents of 18% by weight and more can be processed in a particularly advantageous manner by using the DSC process known per se, if the hot rolling and coiling temperatures are set in accordance with the invention become. Since the hot rolling end temperature is at least 700 ° C., typically at least 850 ° C., after hot rolling there is a completely recrystallized hot strip, which is outstandingly suitable for a subsequent cold deformation. In addition, since the coiling temperature of at most 750 ° C., typically at most 550 ° C., is selected so that grain boundary oxidation of the hot strip obtained is largely avoided, surface defects occur only to a minimal extent in the hot strip obtained after coiling. Therefore, hot rolled strip produced according to the invention or cold strip produced therefrom can be coated particularly well with metallic coatings in order, for example, to improve its corrosion resistance.
  • a further advantage of the procedure according to the invention is that it is possible to cast pre-tapes with a thickness which is far higher than that which can be achieved in conventional strip casting.
  • pre-bands whose thickness is typically more than 10 mm, in particular more than 12 mm.
  • more than 15 mm or more than 20 mm thick pre-strip is deformed during subsequent hot rolling using high degrees of deformation to a thin hot strip whose thickness is typically less than 3 mm, in particular less than 2 mm.
  • the hot deformation of the cast pre-strip in the procedure according to the invention is preferably carried out so that high degrees of deformation of preferably more than 60%, in particular up to 95%, are achieved.
  • Another essential advantage of the method according to the invention is that it is significantly more tolerant of the presence of alloying elements in the processed melt which disturb the conventional process. Thus, even those melts shed with good success, in addition to noteworthy levels of phosphorus, sulfur and copper impurities in the form of relatively high levels of Sn, Sb, Zr, Ta and As of a total of up to 0.30 wt .-% can have. This makes it possible to tolerate higher levels of accompanying elements, without affecting the manufacturability of a correspondingly alloyed steel strip according to the invention.
  • the invention thus enables the cost-effective production of the melt via the electric arc furnace route with the use of inexpensive inferior scrap.
  • a replacement of a high C0 2 emissions causing blast furnaces is so feasible.
  • the possible processing of Metallschmel zen by the invention whose composition can be varied to high tolerances, allows the use of non-optimal alloying agent with corresponding impurities and thus additionally reduces the expenditure for alloying agent.
  • the high cost of blast furnace coke can be eliminated.
  • the method according to the invention can be carried out on production lines which require significantly less expenditure on equipment than conventional continuous casting systems.
  • the investment costs are correspondingly lower than those of a conventional continuous hot-rolled strip machine.
  • the method according to the invention also allows a width adjustment in coils.
  • the throughput achievable with a production line operating according to the invention is comparable to conventional continuous casting plants.
  • the C content of the alloy processed according to the invention can be 0.0000 wt. -% to 1, 6 wt. -%. Preferably it is in the range of from 0.2% to 0.8% by weight. At C contents of at least 0.2% by weight, the risk of decarburization of the melt is minimized. Carbon contents of more than 0.8% by weight may make it difficult to optimize the content of other alloying elements with a view to attaining favorable mechanical properties.
  • the preferably selected carbon content of 0.2 to 0.8% ensures improved manufacturability of steel sheets and strips produced according to the invention. Cracks and instabilities in the band edge area are significantly reduced, with increasing carbon content, the instabilities decrease in particular.
  • inventively provided carbon contents open up a wide range of
  • the manganese content of the alloy processed according to the invention is at least 18% by weight, in particular at least 20% by weight.
  • Such high Mn-containing steels of the erfind ⁇ ngswash processed type certainly have TWIP Eigenticiane ⁇ on. Since the sum of the contents of Mn and Ni in steels of the type in question should not exceed 30% by weight, the nickel content is limited to up to 10% by weight.
  • the silicon content of a melt processed according to the invention can be up to 8% by weight, which element is then added if steels of very low weight are to be produced.
  • higher levels of Si may be provided to substitute correspondingly reduced levels of C and Mn while retaining the TWIP properties.
  • the molten aluminum alloyed according to the invention may optionally be added in amounts of up to 10% by weight.
  • Chromium may be added to the steel alloy processed according to the present invention to improve the corrosion resistance.
  • a limitation of the Cr content to max. LO wt .-% is useful from a cost point of view, since above this limit, only slight property improvements are observed.
  • an advantageous embodiment of the invention that the sum of the melt at Te and Se at least 0.01 wt ⁇ ⁇ .-% by weight.
  • melt cast to the preliminary strip contains in total at least 0.01% by weight of V, Ti, Nb and / or REM.
  • the property-improving effect of B already sets in when B is present in contents of at least 0.001% by weight.
  • the total content of molybdenum, tungsten and cobalt can be up to 1.5% by weight to take advantage of the known property-improving effects of these elements. It is also possible to provide contents of Ca and Mg of up to 0.5% by weight in total, if the effects of these elements, which are also known per se, are to be utilized in steels of the type processed according to the invention.
  • Nitrogen levels up to 0.6% by weight can be added to utilize the strength-increasing and corrosion-inhibiting effect of nitrogen in steels of the type in question.
  • the steel sheet according to the invention for the production of wheels for vehicles, in particular power tools, for the production hydroformed or extruded parts, for use in the manufacture of high-strength engine parts, such as camshafts or piston rods, for the production of impulse-resistant loads, such as shelling, certain components, such as armor plating, and protective elements designed to protect persons, especially against shelling.
  • steel sheets according to the invention are particularly suitable for the production of non-magnetic components in the case of a purely austenitic microstructure.
  • steel strips or sheets produced according to the invention maintain their toughness even at particularly low temperatures.
  • steel products produced according to the invention are particularly suitable for the production of components used in cryotechnology, such as containers or pipes for refrigeration.
  • Deformation behavior according to the invention produced steel strips and sheets.
  • steel strips and sheets can be made available without problems whose mean r value r m is 1.0 +/- 0.15 and whose ⁇ r value is -0.2 to 0.2.
  • the hot strip according to the invention is hot rolled at a hot rolling end temperature amounting to at least 700 0 C, in addition to the already mentioned avoiding grain boundary oxidation, the positive effect of the carbon is fully utilized.
  • carbon causes higher tensile strength and yield strength values, while the elongation values which are still acceptable are still acceptable.
  • the hot rolling end temperature increases, the tensile strength and yield strength decrease while the elongation values increase.
  • Hot rolling temperatures in the frame given by the invention can be so targeted and easily influence the desired properties of the resulting steel strip.
  • the heat treatment performed between the solidification of the sliver on the conveyor belt and the hot rolling serves to raise the temperature of the sliver to a level from which optimum hot rolling results are achieved.
  • the heat treatment in a conventional manner include a supplementary targeted cooling, with which the pre-strip is brought to an optimal for hot rolling hot rolling start temperature.
  • it is also conceivable to carry out the heat treatment as heating of the pre-strip if the structure of the pre-strip is to be influenced by such a heat treatment or an increase in the temperature of the pre-strip to the optimum hot-rolling start temperature is required.
  • hot strip is characterized by good performance characteristics. If thinner sheets or strips are to be produced, then the hot strip can be cold rolled after being rolled into cold strip, wherein the cold rolling is advantageously carried out with a degree of cold rolling of 10% to 90%, preferably 30% to 75%.
  • the hot strip may be pickled prior to cold rolling.
  • the cold strip obtained after the one or more stages of cold rolling annealing-subjected, wherein the annealing temperatures between 600 0 C to 1IL00 0 C should be.
  • the annealing may be performed in the hood 0 C in the temperature range of 600 0 C to 750 0 C or in the pass at "temperatures" by TOO "C bi ⁇ f HOO" - are.
  • a first advantageous use of steel strips or sheets produced according to the invention consists in the production of cold-formed components by spin forming. For this purpose, blanks are made from the steel, which are then formed by the Drückwal zen finished. Due to its special property profile, steel strip or strip produced according to the invention is suitable. Sheet metal or sheet metal blanks produced therefrom in a special way for this purpose.
  • Good deformable steels with higher strengths of the inventively produced type can be used for the manufacture of components that are seen ver with gears or similar form elements. These components are typically gear units provided with internal or external gears. These can be produced inexpensively and with high dimensional accuracy by spin forming.
  • a method for producing gear parts by spin forming is known from DE 197 24 661. According to this known method, a blank is formed from a microalloyed high strength structural steel having a lower yield strength of at least 500 N / mm 2 from a sheet. This blank is then cold worked by spin forming to the gearbox. In the course of the Forming the toothing, the sheet material is transformed to the limit of its formability. Finally, a surface of the workpiece provided with the toothing is hardened substantially free of heat distortion while maintaining the temperature.
  • a purely austenitic or a microstructure consisting of a mixture of ferrite and austenite with proportions of martensite can be set in steel strip or sheet produced according to the invention.
  • the steels according to the invention can therefore be shaped much better. In the course of cold working, they solidify much more strongly than the high-strength microalloyed or multiphase steels known for the manufacture by spin forming.
  • component strengths in the range from 1400 N / mm 2 to 2200 N / mm 2 can be achieved. An additional hardening of the components produced after the cold deformation can therefore be omitted.
  • the procedure according to the invention enables the cost-effective production of lightweight, heavy-duty steel strips and sheets, which form the starting material for the production of dimensionally stable components by cold forming, which is possible with little production outlay.
  • all variants of steel sheets according to the invention are particularly suitable for the production of body components, especially for the outer panels of an automobile body or load-bearing components for bodies, of wheels for vehicles, especially motor vehicles, of non-magnetic components, of containers used in cryotechnology, of internal high-pressure or extruded parts, of pipes intended in particular for the manufacture of high-strength engine parts, such as camshafts or piston rods, for impulse-type protection, such as bombardment, certain components or protective elements, such as armor plating, or body armor for the human or animal body.
  • Table 1 shows the compositions of steels A, B, C, D, E and VI, of which the steels AE belong to the steels processed in accordance with the invention, while the steel VI is indicated for comparative purposes only.
  • the steels are each melted and cast in the DSC process to Vorb skilledn.
  • the melt has been passed through a distribution channel on a circulating, strongly cooled conveyor on which it has been additionally intensively cooled by an acting from above liquid cooling.
  • the thus solidifying on the conveyor belt to the pre-band melt is then removed from the conveyor belt and have been subjected in the immediately subsequent passage still a second cooling.
  • the steel strips emerging from the second cooling and still having a sufficiently high temperature are in turn immediately thereafter, taking advantage of the inherent heat with a thickness of 2 mm hot rolled, the hot rolling end temperature was 900 0 C.
  • the hot strips thus obtained were then coiled at a reel temperature of 500 0 C to form a coil.
  • cold rolling was carried out, in which the hot strips with a degree of deformation of about 62.5% were formed into a cold strip whose thickness was 0.75 mm.
  • the cold strips were then recrystallized annealed at temperatures of 950 0 C.
  • the steel strips A - E produced from the steels A - E in the manner according to the invention have an excellent cold workability coupled with a high degree of cold workability Have strength and high elongation at break. At the same time they each have a pronounced isotropic behavior. As such, they are particularly suitable for being cold-forged into components that are subjected to high forces in practical use.
  • the property profile of KC given in Tab. 2 is worse than that of KVl, which is due to the weakly formed TWIP effect.
  • the advantage of KC over KVl lies in the high density reduction due to the high Al content.
  • the comparable steel Vl with TRIP properties has high strengths with comparatively low A80 and Ag values, which represent a significantly lower formability. This significantly poorer deformation behavior is also reflected in the significantly lower r and ⁇ r values compared to steels A - E.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von kaltumformbaren, höherfesten Stahlbändern oder -blechen mit TWIP-Eigenschaften, bei dem in unterbrechungsfrei aufeinander folgenden Arbeitsschritten eine Schmelze folgender Zusammensetzung (Gew.-%) : C: 0,003 - 1,50 %, Mn: 18,00 - 30,00 %, Ni: ≤ 10,00 %, Si: ≤ 8,00 %, Al: ≤ 10,00 %, Cr: ≤ 10,00 %, N: ≤ 0,60 %, Cu: ≤ 3,00 %, P: ≤ 0,40 %, S: ≤ 0,15 %, wahlweise eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe Se, Te, V, Ti, Nb, B, REM, Mo, W, Co, Ca und Mg mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an Se, Te ≤ 0,25 %, die Summe der Gehalte an V, Ti, Nb, B, REM ≤ 4,00 %, die Summe der Gehalte an Mo, W, Co ≤ 1,50 % und die Summe der Gehalte an Ca, Mg ≤ 0,50 % ist, Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen enthält, wobei die Gehalte an Sn, Sb, Zr, Ta und As, deren Summe 0,30 % nicht überschreitet, diesen Verunreinigungen zugerechnet werden, auf ein Förderband ausgebracht und dort gekühlt wird, bis es zu einem Vorband erstarrt, das Vorband von dem Transportband abgezogen wird, das abgezogene Vorband erforderlichenfalls einer Wärmebehandlung unterzogen wird, das Vorband bei einer mindestens 700 °C betragenden Warmwalzendtemperatur zu einem Warmband mit einem vollständig rekristallisierten Gefüge warmgewalzt wird, und das Warmband bei einer bis zu 750 °C betragenden Haspeltemperatur gehaspelt wird.

Description

HOHERFESTES , TWI P-EIGENSCHAFTEN AUFWEISENDES STAHLBAND ODER -BLECH UND VERFAHREN ZUR DESSEN HERSTELLUNG MITTELS "DIRECT STRIP CASTING "
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von höherfestem, gut kaltverformbaren und TWIP-Eigenschaften aufweisendem Stahlband oder -blech aus einem Fe-C-Mn- Leichtbaustahl, ein Verfahren zum Herstellen von Bauelementen sowie ein höherfestes Stahlband oder -blech, das TWIP-Eigenschaften aufweist.
Bereits seit längerer Zeit sind so genannte "Hadfield- Stähle", die neben Eisen als wesentliche Legierungselemente 11 bis 14 Gew.-% Mn und 1,1 bis 1,4 Gew.-% C enthalten. Stähle mit einem derart hohen Mangangehalt zeichnen sich durch eine sehr hohe Zugfestigkeit und Verfestigung bei Einwirkung von wiederholten Stößen oder Reibung auf.
Daneben sind Austenitstähle mit noch höheren Mn-Gehalten bekannt, die so genannte "TWIP"-Eigenschaften besitzen ("TWIP" = "Twinning Induced jPlasticity") . Die betreffenden Stähle besitzen bei geringem Gewicht und guter Festigkeit ein hohe Duktilität bei mechanischer Belastung in Folge einer im Zuge der mechanischen Beanspruchung auftretenden Zwillingsbildung der Körner des Gefüges. Diese Zwillingsbildung erleichtert die Verformung des Stahls unmittelbar. Die Zwillinge tragen zudem dadurch, cäass sie die Beweglichkeit von Versetzungen einschränken, zur Erhöhung der Fließspannung des Stahls im Fall der mechanischen Beanspruchung bei. Gegebenenfalls zusätzlich unterstützt wird die Verformbarkeit von TWIP-Stählen durch eine mit der Zwillingsbildung einhergehenden martensitischen γ/oc-Umwandlung.
Ein Verfahren zur Herstellung von Stahlbändern aus Fe-C-Mn- Legierungen der voranstehend erläuterten Art ist aus der EP 1 067 203 Bl bekannt. Gemäß dem bekannten Verfahren wird eine Stahlschmelze, die 0,001 - 1,6 Gew.-% C, 6 - 30 Gew.-% Mn, bis zu 10 Gew.-% Ni, wobei die Summe der Gehabte an Mn und Ni 16 Gew.-% bis 30 Gew.-% beträgt, bis zu 2, 5 Gew.-% Si, bis zu 6 Gew.-% Al, bis zu 10 Gew.-% Cr, sowie P, Sn, Sb und As mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen Elementen maximal 0,2 Gew.-% beträgt, S, Se und Te mit der Maßgabe, dass die Summe dieser Elemente lαaximal 0,5 Gew.-% beträgt, V, Ti, Nb, Zr und seltene Erden (REM) mit der Maßgabe, dass die Summe dieser Elemente maximal 3 Gew.- % beträgt, Mo und W mit der Maßgabe, dass die Summe dieser Elemente auf höchstens 0,5 Gew.-% beschränkt ist, sowie als Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidbarre Verunreinigungen enthält, in einer konventionellen Zwei- Rollen-Bandgießmaschine zu einem dünnen Band mit einer Dicke von 1,5 mm bi~s 10"mm vergossen/"Das so 'exhaitene dünne Band wird dann direkt oder ggf. nach einem zwischengeschalteten Warmwalzen mit anschließendem Haspeln bei einem Verformungsgrad von 10 % bis 90 % in einem oder mehreren Schritten zu einem Kaltband kaltgewalzt und anschließend einer rekristallisierenden Glühung unterzogen. Neben dem Einsatz von Zwei-Rollen-Gießeinrichtungen, in der Fachsprache auch "Double-Roller" oder "Twin-Roller" genannt, kann gegossenes Band auch irα so genannten "Dirrect- Strip-Casting"-Verfahren erzeugt werden, für das üblicherweise die Kurzbezeichnung "DSC-Verfahren" verwendet wird. Bei diesem Verfahren wird die zu vergießende Schmelze aus der Gießpfanne in ein Verteilergefäß gegeben, von dem sie auf ein kontinuierlich umlaufendes Transportband gegeben wird. Im Bereich des Transportbandes wird die Schmelze intensiv gekühlt, so dass sie mit Erreichen des Endes der Förderstrecke des Transportbandes zu einem festen Vorband erstarrt ist. Anschließend durchläuft das Vorband üblicherweise eine zweite Kühlstrecke, bevor es ebenfalls unterbrechungsfrei an diese Kühlstrecke anschließend warmgewalzt wird. Das Warmwalzen kann in einem oder mehreren Gerüsten erfolgen. Nach dem Warmwalzen erfolgt dann eine weitere gesteuerte Abkühlung, bevor das fertig warmgewalzte Band zu einem Coil gewickelt wird.
Eine Möglichkeit der Erzeugung von Stahlbändern aus Fe-Mn- Al-Si-Legierungen unter Anwendung des DSC-Verfahrens i st im Aufsatz "DEFORMATION AND MECHANICAL PROPERTIES OF HIGH MANGANESE TRIP ALLOYS" von Renata Viscorovä et al . , erschienen in Proceedings zu IDDRG International Deep Drawing Research Group 2004 Conference, 24 - 26 Mai 2004, Sindelfingen, Verlag Stahleisen GmbH, 2004, ISBN 3-514- 00708-X, Seiten 261 - 269 erläutert. Neben einem allgemeinen Hinweis auf die Möglichkeit der Erzeugung von TWIP-Stählen unter Anwendung des DSC-Verfahrens findet sich in dieser Veröffentlichung als konkretes Beispiel für eine in dieser Weise vergossene Fe-Mn-Al-Si-Legierung ein TRIP- Eigenschaften besitzender Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 16,2 % Mn, 2,36
% Al, 2,47 % Si, 0,084 % C, 0,007 % S und 0,0093 % N aufweist .
Abhängig von ihrer Zusammensetzung weisen TRIP-Stähle ("TRIP" = "Transformation ^nduced Plasticity") besonders hohe Festigkeiten bei einer mit konventionellen Zweiphasenstählen vergleichbaren Dehnung oder ein hohes Dehnvermögen bei einer mit den konventionellen Zweiphasenstählen vergleichbaren Festigkeit auf. Im Gegensatz dazu weisen TWIP-Stähle eine ausgewogenere Eigenschaftskombination bei optimiertem
Verformungsverhalten bei der Bauteilformgebung und im Fall plötzlich auftretender mechanischer Belastung auf.
Alle Varianten von bekannten aus Leichtbaustählen dieser Art erzeugten Bleche weisen allerdings dann, wenn sie hohe Festigkeiten besitzen, spezifische Eigenschaftsnachteile auf. So treten z.B. starke Streuungen der Spröd-Duktil- Übergangstemperatur, starke Temperaturabhängigkeit der Eigenschaften oder ein anisotroperes Verformungsverhalten auf.
Hinzukommt, das sich Stähle mit hohen Mn-Gehalten aufgrund der ihnen eigenen hohen Festigkeiten nur unter Schwierigkeiten warm- und kaltwalzen lassen. Besonders kritisch erweist sich dies bei hochfesten TWIP-Stählen der hier -in Rede stehenden Art. So. zeigen sich bei solchen Stählen an den Bandkanten häufig Instabilitäten oder Risse , welche die großtechnische Herstellung und Verarbeitung von. Bändern oder Blechen aus solchen Stählen in der Praxis schwierig machen. Auch ist aufgrund der großen Härte, die Stähle mit Mn-Gehalten von 18 Gew.-% und mehr bereits im gerade vergossenen Zustand vor dem Warmwalzen besitzen, ein großer herstellungstechnischer Aufwand erforderlich, um aus solchen Stählen dünnes Warmband zu erzeugen, aus dem anschließend bei vertretbaren Kosten ein Kaltband geringer Dicke erzeugt werden kann. An derartigen dünnen kaltgewalzten Blechen, die ein geringes Gewicht bei hoher Festigkeit und gutem Verformungs- und Festiglceitsverhalten im Fall eines Unfalls aufweisen, besteht jedoch gerade im Bereich des Automobilkarosseriebaus ein erhöhtter Bedarf.
Die Aufgabe der Erfindung bestand darin, ausgehend von dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ei_n Verfahren zur Herstellung von TWIP-Eigenschaften aufweisenden Stahlbändern und -blechen mit hohem Mangangehialt zu schaffen, das es ermöglicht, mit vermindertem Aufwand Produkte von optimierter Eigenschaftskombination und ebenso optimalem Gebrauchswert zur Verfügung zu stellen. Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Bauelementen aus einem Stahl der eingangs angegebenen Art angegeben werden. Schließlich sollte auch ein Stahlband oder -blech geschaffen werden, das ein besonders gutes Verformungsverhalten besitzt.
In Bezug auf das Verfahren zur Herstellung von kaltumformbaren, höherfesten Stahlbändern oder -blechen mit TWIP-Eigenschaften, ist diese Aufgabe dadurch gelöst worden, dass erfindungsgemäß in unt-erbrechun.gsfr.ei. . aufeinander folgenden Arbeitsschritten
- eine Schmelze folgender Zusammensetzung (Gew.-%) : C: 0,003 - 1,50 %, Mn: 18,00 - 30,00 %,
Ni: < 10,00 %,
Si: < 8,00 %,
Al: < 10,00 %,
Cr: < 10,00 %,
N: < 0, 60 %,
Cu: < 3,00 %,
P : < 0,40 %,
S: < 0,15 %, wahlweise eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe
Se, Te, V, Ti, Nb, B, REM, Mo, W, Co, Ca und Mg mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an Se, Te < 0,25 %, die Summe der Gehalte an V, Ti, Nbr B, REM < 4,00 % die Summe der Gehalte an Mo, W, Co < 1,50 % und die Summe der Gehalte an Ca, Mg < O,50 % ist,
Rest Eisen sowie erschmelzungsbedingte Verunreinigungen enthält, wobei die Gehalte an Sn, Sb, Zr, Ta und As, deren Summe 0,30 % nicht überschreitet, diesen Verunreinigungen zugerechnet werden, auf ein Förderband ausgebracht und dort gekühlt wird, bis es zu einem Vorband erstarrt,
- das Vorband von dem Transportband abgezogen wird,
- das abgezogene Vorband erforderlichenfalls einer Wärmebehandlung unterzogen wird, - das Vorband bei einer mindestens 700 0C betragenden Warmwalzendtemperatur zu einem Warmband mit einem vollständig rekristallisierten Gefüge warmgewalzt wird,
und
- das Warmband bei einer bis zu 750 0C betragenden Haspeltemperatur gehaspelt wird.
In Bezug auf das Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Bauelements löst die Erfindung die oben genannte Aufgabe dadurch, dass durch Anwendung des erfind\mgsgemäßen Verfahrens ein Warm- oder Kaltband erzeugt wird, aus dem dann ggf. ein Vorprodukt erzeugt wird, das anschließend zu dem Bauelement fertig kaltverformt wird.
Aufgrund der besonderen Art und Weise seiner Erzeugung weist mit Hilfe des erfindungsgemäßen Verfahrens hergestelltes Stahlband oder -blech die ihm eigene optimierte Eigenschaftskombination bis hxinab zu weit unter 0 0C liegenden Temperaturen auf. Dementsprechend ist ein erfindungsgemäß erzeugtes Stahlband oder: -blech dadurch gekennzeichnet, dass seine Spröd-/Duktil_itätsübergangs- Temperatur Tue bei unter -40 0C liegt. D±e betreffende Übergangstemperatur Tue wird üblicherweise im Näpfchenschlagversuch oder im Kerbschlagbiegeversuch ermittelt .
Somit kann bei Verwendung von erfindungsgemäßen Stahlbändern bzw. -blechen beispielsweise für den Bau von Karosserieteilen von Automobilen oder vergleichbaren Anwendungen gewährleistet werden, dass das überlegene Verformungsvermögen dieser Stahlbänder und -bleche über den gesamten Temperaturbereich gesichert ist, in dem derartige Anwendungen üblicherweise zum Einsatz kommen.
Die Erfindung beruht auf der Erkenntnis, dass sich Stähle mit Mn-Gehalten von 18 Gew.-% und mehr durch Anwendung des an sich bekannten DSC-Verfahrens auf besonders vorteilhafte Weise verarbeiten lassen, wenn dabei die Warmwalzend- und die Haspeltemperatur in erfindungsgemäßer Weise eingestellt werden. Indem die Warmwalzendtemperatur mindestens 700 0C, typischerweise mindestens 850 0C, beträgt, liegt nach dem Warmwalzen ein vollständig rekristallisiertes Warmband vor, das sich hervorragend für eine nachfolgende Kaltverformung eignet. Indem zudem die Haspeltemperatur mit höchstens 750 0C, typischerweise höchstens 550 0C, so gewählt wird, dass eine Korngrenzoxidation des erhaltenen Warmbands weitestgehend vermieden wird, treten Oberflächenfehler bei dem nach dem Haspeln erhaltenen Warmband nur in minimalem Umfang auf. Daher lässt sich erfindungsgemäß erzeugtes Warmband bzw. daraus hergestelltes Kaltband besonders gut mit metallischen Überzügen beschichten, um beispielsweise seine Korrosionsbeständigkeit zu verbessern.
Als besonderer Vorteil der erfindungsgemäßen Vorgehensweise erweist sich, dass während der Warmphase des erfindungsgemäß angewendeten Herstellungsprozesses keine Umlenkung des Bandes aus einer vertikalen in eine horizontale Richtung erforderlich ist. Stattdessen wird das aus der Schmelze gegossene Vorband erfindungsgemäß sowohl bei seiner Erstarrung auf dem Transportband als auch beim anschließenden Warmwalzen sowie der dem Warmwalzen erforderlichenfalls vorangehenden Wärmebehandlung ausschließlich in einer horizontal ausgerichteten Förderrichtung geführt mit der Folge, dass jede kritische Biegung des Bandes in der Warmphase des Herstellungsprozesses vermieden werden kann. Dies ermöglicht es, Stahlbänder aus besonders warmfesten Stahlwerkstoffen zu erzeugen, ohne dass es dabei zu Störungen aufgrund des noch schlechten Umformvermögens dieser Werkstoffe kommt. Anders als beim Gießen von Bändern mit den bekannten Bandgießmaschinen besteht demzufolge beispielsweise bei erfindungsgemäßer Anwendung des DSC- Verfahrens die Gefahr von Gießabbrüchen aufgrund des Abreißens von nur ungenügend verformbarem gegossenen Band nicht.
Ein weiterer Vorteil der erfindungsgemäßen Vorgehensweise besteht darin, dass sich Vorbänder mit einer Dicke gießen lassen, die weit über der liegt, die beim konventionellen Bandgießen erzielbar ist. So lassen sich bei erfindungsgemäßer Vorgehensweise problemlos Vorbänder produzieren, deren Dicke typischerweise mehr als 10 mm, insbesondere mehr als 12 mm, beträgt. Derart beispielsweise mehr als 15 mm oder mehr als 20 mm dickes Vorband wird beim anschließenden Warmwalzen unter Anwendung von hohen Verformungsgraden zu einem dünnen Warmband verformt, dessen Dicke typischerweise weniger als 3 mm, insbesondere weniger als 2 mm beträgt.
Die starke Verformung während des Warmwalzens führt dazu, dass, anders als beim konventionellen Bandgießen mittels einer Zweirollen-Gießmaschine, das ursprüngliche Gussgefüge des Vorbands weitestgehend vollständig beseitigt und ein Warmbandgefüge erzeugt wird, das sich aufgrund seiner besonders homogenen, vollständig rekristallisierten Struktur und aufgrund der weitestgehenden Eliminierung von Kavitäten durch eine besonders gute Verformbarkeit auszeichnet. Dementsprechend wird die Warmverformung des gegossenen Vorbandes bei erfindungsgemäßer Vorgehensweise bevorzugt so ausgeführt, dass hohe Verformungsgrade von bevorzugt mehr als 60 %, insbesondere bis zu 95 %, erreicht werden. Auf diese Weise lassen sich ausgehend von großen Vorbanddicken trotz des Umstandes, dass die erfindungsgemäß verarbeiteten Stahllegierungen von Haus aus eine hohe Warmfestigkeit besitzen, beispielsweise 1 mm dicke Warmbänder erzeugen, die sich mit geringem Aufwand zu Kaltbändern kaltwalzen lassen, die unmittelbar für die Verwendung im Automobilkarosseriebau geeignet sind.
Ein weiterer wesentlicher Vorteil des erfindungsgemäßen Verfahrens besteht darin, dass es deutlich toleranter gegenüber der Anwesenheit von im konventionellen Prozess störenden Legierungselementen in der verarbeiteten Schmelze ist. So lassen sich auch solche Schmelzen mit gutem Erfolg vergießen, die neben nennenswerten Gehalten an Phosphor, Schwefel und Kupfer Verunreinigungen in Form von relativ hohen Gehalten an Sn, Sb, Zr, Ta und As von in Summe bis zu 0,30 Gew.-% aufweisen können. Dies ermöglicht es, höhere Gehalte an Begleitelementen zu tolerieren, ohne dass dadurch die erfindungsgemäße Herstellbarkeit eines entsprechend legierten Stahlbands beeinträchtigt wird.
Die Erfindung ermöglicht so die kostengünstige Erzeugung der Schmelze über die Elektrolichtbogenofen-Route bei Einsatz von kostengünstigem minderwertigen Schrott. Eine Ablösung der einen hohen C02-Ausstoß verursachenden Hochöfen ist so realisierbar. Die durch die Erfindung mögliche Verarbeitung von Metallschmel zen , deren Zusammensetzung in hohen Toleranzen variiert werden können, ermöglicht den Einsatz nicht optimaler Legierungsmittel mit entsprechenden Verunreinigungen und reduziert so zusätzlich die Ausgaben für Legierungsmittel . Die hohen Kosten für Hochofenkoks können entfallen .
Das beim konventionellen Senkrechtstrangguss problematische Seigerungsprof il wird bei einer erfindungsgemäßen Verarbeitung von Stählen der in Rede stehenden Art deutlich reduziert . Auch wird das beim konventionellen Stranggus s entstehende ungleichmäßige Gussgefüge bei einer erfindungsgemäßen Vorgehensweise homogenisiert .
Die Festigkeit und Duktilität des erhaltenen Stahlbands bzw . Stahlblechs sind bei erfindungsgemäßer Herstellweise höher als in den Fällen, in denen eine vergleichbare Legierung im konventionellen Strangguss verarbeitet wird .
Schließlich lässt sich das erfindungsgemäße Verfahren auf Fertigungslinien durchführen, die einen deutlich geringeren apparativen Aufwand erforderlich machen als konventionelle Stranggussanlagen . Die Investitionskosten sind dementsprechend geringer als die einer konventionellen Strangguss-Warmbreitbandanlage . Auch erlaubt das erfindungsgemäße Verfahren coilweise eine Breitenverstellung . Der mit einer erfindungsgemäß arbeitenden Fertigungslinie erzielbare Durchsatz ist dabei vergleichbar mit konventionellen Stranggussanlagen .
Der C-Gehalt der erfindungsgemäß verarbeiteten Legierung kann 0 , 003 Gew . -% bis 1 , 6 Gew . -% betragen . Vorzugsweise liegt er im Bereich, von 0,2 Gew.-% bis 0,8 Gew.-%. Bei C- Gehalten von mindestens 0,2 Gew.-% ist die Gefahr einer Entkohlung der Schmelze minimiert. Kohlenstoffgehalte von mehr als 0,8 Gew.-% können die Optimierung des Gehaltes an anderen Legierungselementen im Hinblick auf die Erzielung der günstigen mechanischen Eigenschaften erschweren.
Der vorzugsweise gewählte Kohlenstoffgehalt von 0,2 - 0,8 % gewährleistet eine verbesserte Herstellbarkeit erfindungsgemäß erzeugter Stahlbleche und -bänder. Risse und Instabilitäten im Bandkantenbereich werden erheblich reduziert, wobei mit zunehmendem Kohlenstoffgehalt die Instabilitäten in besonderem Maße abnehmen.
Zusätzlich eröffnen die erfindungsgemäß vorgesehenen Kohlenstoffgehalte ein weites Spektrum der
Warmwalzparameter. So ist festgestellt worden, dass die bei Wahl hoher Warmwalzendtemperaturen und Haspeltemperaturen erhaltenen Kennwerte erfindungsgemäßer Stähle im Wesentlichen gleicti denen sind, die bei niedrigen Warmwalzendtemperaliuren und Haspeltemperaturen erhalten werden. Auch diese Unempfindlichkeit begünstigt die einfache und sichexe Durchführbarkeit des erfindungsgemäßen Verfahrens .
Der Mangangehalt der erfindungsgemäß verarbeiteten Legierung beträgt mindestens 18 Gew.-%, insbesondere mindestens 20 Gew. -%. Derart hohe Mn-Gehalte aufweisende Stähle der erfindαngsgemäß verarbeiteten Art weisen sicher TWIP-Eigenschafteα auf. Da die Summe der Gehalte an Mn und Ni bei Stählen der in Rede stehenden Art 30 Gew.-% nicht überschreiten sollte, ist der Nickelgehalt auf bis zu 10 Gew.-% beschränkt.
Der Siliziumgehalt einer erfindungsgemäß verarbeiteten Schmelze kann bis zu 8 Gew.-% betragen, wobei dieses Element dann zugegeben wird, wenn Stähle mit besoxiders geringem Gewicht erzeugt werden sollen. Darüber hinaus können höhere Gehalte an Si vorgesehen werden, um entsprechend verminderte Gehalte an C und Mn bei Erhalt der TWIP-Eigenschaften zu substituieren.
Zum selben Zweck kann der erfindungsgemäß verarbe iteten Metallschmelze Aluminium in Gehalten von bis zu 10 Gew.-% optional beigegeben werden.
Chrom kann der erfindungsgemäß verarbeiteten Stah.llegierung zur Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit zugegeben werden. Eine Begrenzung des Cr-Gehalts auf max. LO Gew.-% ist unter Kostengesichtspunkten zweckmäßig, da oberhalb dieser Grenze nur noch geringe Eigenschaftsverbesserungen zu beobachten sind.
Überraschend hat sich gezeigt, dass die Anwesenheit von Selen und Tellur zu einer Verbesserung des Benetzungsverhaltens der Schmelze beim Auftragen auf das Transportband mit sich bringt, auf dem die Schmelze anschließend zu dem Vorband erstarrt. Demgemäß sieht eine vorteilhafte Ausgestaltung der Erfindung vor, dass die Summe der Schmelze an Te und Se mindestens 0,01 ~Gew~.-% beträgt .
Gehalte an V, Ti, Nb und REM können vorgesehen werden, um die an sich bekannte positive Wirkung dieser Mikrolegierungselemente in Bezug auf mechanische Eigenschaften von Stählen der erf indungsgemäß verarbeiteten Art zu nutzen. Gemäß einer weiteren Ausgestaltung der Erfindung ist daher vorgesehen, dass die zum Vorband vergossene Schmelze in Summe mindestens 0,01 Gew.-% an V, Ti, Nb und / oder REM enthält. Die eigenschaf tsverbessernde Wirkung von B (Isotropie) stellt sich demgegenüber bereits ein, wenn B in Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-% vorhanden ist.
Der Gesamtgehalt an Molybdän, Wolfram und Kobalt kann bis zu 1,5 Gew.-% betragen, um die bekannten eigenschaftsverbessernden Wirkungen dieser Elemente zu nutzen. Auch können Gehalte an Ca und Mg von in Summe bis zu 0,5 Gew.-% vorgesehen sein, wenn die an sich ebenfalls bekannten Wirkungen dieser Elemente bei Stählen der erfindungsgemäß verarbeiteten Art genutzt werden sollen.
Stickstoff gehalte bis 0,6 Gew.-% können zugegeben werden, um die festigkeitssteigernde und korrosionshemmende Wirkung von Stickstoff in Stählen der in Rede stehenden Art zu nutzen.
Im Ergebnis wird bei erfindungsgemäßer Verarbeitungsweise und unter Ausnutzung der Möglichkeiten des erf indungsgemäß eingesetzten Legierungskonzepts ein besonders gut kaltverformbares Leichtbaustahlband oder -blech erhalten, das sich aufgrund seiner vergleichsweise hohen Festigkeit insbesondere für die Herstellung von Bauteilen für Automobilkarossen eignet. Ebenso ist das erfindungsgemäß erzeugte Stahlblech für die Herstellung von Rädern für Fahrzeuge, insbesondere Kraf tf ahrzeuge, für die Herstellung von innenhochdruck- oder außenhochdruckverformten Bauteilen, für die Herstellung von hochfesten Motorteilen, wie Nockenwellen oder Kolbenstangen, für die Herstellung von für den Schutz gegen impulsförmig auftreffende Belastungen, wie Beschuss, bestimmten Bauelementen, wie Panzerblechen, sowie Schutzelementen geeignet, die zum Schutz von Personen, insbesondere gegen Beschuss bestimmt sind.
Erfindungsgemäße Stahlbleche eignen sich bei rein austenitischer Gefügestruktur darüber hinaus in besonderer Weise zur Herstellung von nichtmagnetischen Bauelementen.
Des weiteren hat sich gezeigt, dass die erfindungsgemäß hergestellten Stahlbänder oder -bleche auch bei besonders niedrigen Temperaturen ihre Zähigkeit beibehalten. So kann, wie erwähnt, garantiert werden, dass der Übergang vom duktilen zum spröden Verhalten bei einem erfindungsgemäß hergestellten Stahlband oder -blech erst bei einer Übergangstemperatur von unter -40 0C stattfindet. Dementsprechend eignen sich erfindungsgemäß erzeugte Stahlprodukte insbesondere zur Herstellung von in der Kryotechnik eingesetzten Bauelementen, wie Behälter oder Rohre für die Kältetechnik.
Besonders bemerkenswert ist das isotrope
Verformungsverhalten erfindungsgemäß erzeugter Stahlbänder und -bleche. So können mittels" der "Erfindung problemlos Stahlbänder und -bleche zur Verfügung gestellt werden, deren mittlerer r-Wert rm 1,0 +/- 0,15 und deren Δr-Wert -0,2 bis 0,2 beträgt. Indem das Warmband erfindungsgemäß bei einer wenigstens 700 0C betragenden Warmwalzendtemperatur warmgewalzt wird, wird neben der bereits erwähnten Vermeidung von Korngrenzoxidation die positive Wirkung des Kohlenstoffs in vollem Umfang genutzt. So bewirkt Kohlenstoff bei in diesem Bereich warmgewalzten Bändern höhere Zugfestigkeits- und Streckgrenzenwerte bei nach wie vor akzeptablen Dehnungswerten. Mit zunehmender Warmwalzendtemperatur nehmen Zugfestigkeit und Streckgrenze ab, während die Dehnungswerte ansteigen. Durch Variation der
Warmwalzendtemperaturen im durch die Erfindung vorgegebenen Rahmen lassen sich so die gewünschten Eigenschaften des erhaltenen Stahlbandes gezielt und auf einfache Weise beeinflussen.
Die erforderlichenfalls zwischen dem Erstarren des Vorbands auf dem Transportband und dem Warmwalzen durchgeführte Wärmebehandlung dient dazu, die Temperatur des Vorbands auf ein Niveau zu bringen, ausgehend von dem optimale Warmwalzergebnisse erzielt werden. Dementsprechend kann die Wärmebehandlung in an sich bekannter Weise eine ergänzende gezielte Abkühlung umfassen, mit der das Vorband auf eine für das Warmwalzen optimale Warmwalzanfangsterαperatur gebracht wird. Genauso ist es jedoch auch denkbar, die Wärmebehandlung als Erwärmung des Vorbands durchzuführen, wenn das Gefüge des Vorbands durch eine solche Wärmebehandlung beeinflusst werden soll oder eine Anhebung der Temperatur des Vorbands auf die optimale Warmwalzanfangstemperatur erforderlich ist. Schon erfindungsgemäß hergestelltes Warmband zeichnet sich durch gute Gebrauchseigenschaften aus. Sollen dünnere Bleche oder Bänder erzeugt werden, so kann das Warmband nach dem Haspeln zu Kaltband kaltgewalzt werden, wobei das Kaltwalzen vorteilhafterweise mit einem Kaltwalzgrad von 10 % bis 90 %, bevorzugt 30 % bis 75 %, durchgeführt wird.
Aufgrund der bei erfindungsgemäßer Vorgehensweise bestehenden Möglichkeit, aus relativ dicken Vorbändern unter Anwendung eines hohen Umformgrades dünne Warmbänder mit vollständig rekristallisierter Gefügestruktur/ zu erzeugen, ist es beim Kaltwalzen problemlos möglLch, Kaltbänder mit Dicken zu erzeugen, die 0,8 mm und weniger, beispielsweise 0,6 mm, betragen. Derartige Blechstärken werden gerade im Bereich des Automobilkarosseriefc>aus gefordert .
Um Beeinträchtigungen der Oberflächenqualität du^rch auf dem Warmband haftenden Zunder während des Kaltwalzens zu vermeiden, kann das Warmband vor dem Kaltwalzen gebeizt werden .
Vorzugsweise wird das erhaltene Kaltband nach dem ein oder mehrstufig erfolgenden Kaltwalzen einer Glühung -unterzogen, wobei die Glühtemperaturen zwischen 600 0C bis 1IL00 0C liegen sollten. Die Glühung kann in der Haube im Temperaturbereich von 600 0C bis 750 0C oder im Durchlauf bei "Temperaturen" von TOO "C biεf HOO "0C durchgeführt - werden.
Kommt es während des Glühens zu einer Zunderbildung, so kann es zur Verbesserung der Oberflächenqualität des fertigen Kaltbands zweckmäßig sein, auch das geglühte Warmband einer Bei zung zu unterziehen . Dies gilt insbesondere dann , wenn das Kaltband im Hinblick auf die Ausbildung einer optimierten Oberflächenqualität und Maßhaltigkeit sowie optimierte mechanische Eigenschaften abschließend dressiert wird .
Eine erste vorteilhafte Verwendung von erfindungsgemäß erzeugten Stahlbändern oder -blechen besteht in der Herstellung von kaltverf ormten Bauteilen durch Drückwalzen . Dazu werden aus dem Stahl Rohlinge hergestellt , die dann durch das Drückwal zen fertig geformt werden . Aufgrund seines besonderen Eigenschaftsprofils eignet sich erfindungsgemäß erzeugtes Stahlband bzw . -blech oder daraus hergestellte Blechrohlinge in besonderer Weise für diesen Zweck .
Gut verformbare Stähle mit höheren Festigkeiten der erfindungsgemäß erzeugten Art lassen sich für die Fertigung von Bauteilen einsetzen , die mit Verzahnungen oder vergleichbaren Formelementen ver sehen sind . Bei diesen Bauteilen handelt es sich typischerweise um mit Innen- oder Außenverzahnungen versehene Getriebeteile . Diese lassen sich kostengünstig und mit hoher Maßhaltigkeit durch Drückwalzen herstellen . Ein Verfahren zum Herstellen von Getriebeteilen durch Drückwalzen ist aus der DE 197 24 661 bekannt . Gemäß diesem bekannten Verfahren wird aus einem mikrolegierten hochfesten Baustahl , der eine untere Streckgrenze von mindestens 500 N/mm2 besitzt , aus einem Blech ein Rohling geformt . Dieser Rohling wird dann durch Drückwalzen zu dem Getriebe kaltverf ormt . Im Zuge des Einformens der Verzahnung wird das Blechmaterial bis an die Grenze seines Umformvermögens umgeformt. Abschließend wird eine Oberfläche des mit der Verzahnung versehenen Werkstücks im Wesentlichen unter Beibehaltung der Temperatur wärmeverzugsfrei gehärtet.
Abhängig von der Zusammensetzung lässt sich in erfindungsgemäß erzeugtem Stahlband oder —blech eine rein austenitische oder eine aus einer Mischung von Ferrit und Austenit mit Anteilen von Martensit bestehende Gefügestruktur einstellen. Die erfindungsgemäßen Stähle lassen sich daher wesentlich besser umformen. Im Zuge der Kaltumformung verfestigen sie deutlich stärker als die bekanntermaßen für die Herstellung durch Drückwalzen eingesetzten hochfesten mikrolegierten oder Mehrphasen- Stähle. So lassen sich je nach Kaltverformung Bauteilfestigkeiten im Bereich von 1400 N/mm2 bis 2200 N/mm2 erzielen. Eine zusätzliche Härtung der erzeugten Bauteile nach der Kaltverformung kann daher entfallen.
Bei Verwendung eines erfindungsgemäß zusammengesetzten und beschaffenen Stahls kann somit auf eine Wärmebehandlung oder ein Oberflächenhärten des drückgewal zten Bauteils verzichtet werden. Die durch diese zusätzlichen Behandlungsschritte beim Stand der Techni k verursachte Gefahr von Verzug und Verzunderung besteht bei erfindungsgemäßer Herstellung nicht. Dies macht sich insbesondere bei der Erzeugung von verzahnten, im Einsatz lokal starker Beanspruchung unterworfenen. Bauelementen positiv bemerkbar. So ermöglicht der erfi_ndungsgemäße Stahl die kostengünstige Herstellung leichter, hochbelastbarer und maßhaltiger Bauelemente durch Kaltverformung, insbesondere Drückwalzen.
Im Ergebnis ermöglicht die erfindungsgemäße Vorgehensweise so die kostengünstige Herstellung leichter, hochbelastbarer Stahlbänder und -bleche, die das Ausgangsprodukt für die mit geringem fertigungstechnischen Aufwand mögliche Herstellung von maßhaltigen Bauelementen durch Kaltverformung bilden.
Auch eignen sich alle Varianten erfindungsgemäßer Stahlbleche in besonderer Weise für die Herstellung von Karosseriebauteilen, speziell für die Außenbleche einer Automobilkarosserie oder tragenden Bauteilen für Karosserien, von Rädern für Fahrzeuge, insbesondere Kraftfahrzeuge, von nichtmagnetischen Bauelementen, von in der Kryotechnik eingesetzten Behältern, von innenhochdruck- oder außenhochdruckverformten Bauteilen, von Rohren, die insbesondere für die Herstellung von hochfesten Motorteilen, wie Nockenwellen oder Kolbenstangen, bestimmt sind, von für den Schutz gegen impulsförmig auftreffende Belastungen, wie Beschuss, bestimmten Bauelementen oder Schutzelementen, wie Panzerblechen, oder Körperpanzerungen für den menschlichen oder tierischen Körper.
Ebenso lassen sich aus erfindungsgemäßen Stahlblechen hochbelastbare Getriebebauteile herstellen, die sich durch ein g.erij3cres_Gewicht und gute_ Gebrauchseigenschaften auszeichnen, ohne dass es dazu einer zusätzlichen Wärmebehandlung bedarf. Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Aus führungsbeispielen näher erläutert .
In Tabelle 1 sind die Zusammensetzungen von Stählen A, B , C, D, E und Vl angegeben, von denen die Stähle A - E zu den in erfindungsgemäßer Weise verarbeiteten Stählen gehören, während der Stahl Vl nur zu Vergleichs zwecken angegeben ist .
Rest Eisen und erschmelzungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen
Tabelle 1
Die Stähle sind jeweils erschmolzen und im DSC-Verfahren zu Vorbändern vergossen worden. Dabei ist die Schmelze über eine Verteilrinne auf ein umlaufendes, stark gekühltes Transportband gegeben worden, auf der sie zusätzlich durch eine von oben wirkende Flüssigkeitskühlung intensiv abgekühlt worden ist. Die so auf dem Transportband zu dem Vorband erstarrende Schmelze ist dann vom Transportband abgenommen und im unmittelbar sich anschließenden Durchlauf noch einer zweiten Kühlung unterzogen worden.
Die aus der zweiten Kühlung austretenden, immer noch eine ausreichend hohe Temperatur aufweisenden Stahlbänder sind dann wiederum unmittelbar anschließend unter Ausnutzung der ihnen innewohnenden Hitze mit einer Dicke von 2 mm warmgewalzt worden, wobei die Warmwalzendtemperatur 900 0C betrug.
Die so erhaltenen Warmbänder sind dann bei einer Haspeltemperatur von 500 0C zu einem Coil gehaspelt worden.
Nach dem Haspeln erfolgte ein Kaltwalzen, bei dem die Warmbänder mit einem Verformungsgrad von ca. 62,5 % zu einem Kaltband verformt worden sind, dessen Dicke 0,75 mm betrug.
Die Kaltbänder sind dann im Durchlauf bei Temperaturen von 950 0C rekristallisierend geglüht worden.
Die mechanischen Eigenschaften Dehngrenze Re, Zugfestigkeit Rm, Dehnung A80, Gleichmaßdehnung Ag, n-, r- und Δr-Wert der so aus den Stählen A - E erzeugten Kaltbänder KA - KE und dem aus dem Vergleichsstahl Vl erzeugten Bändern KVl sind in Tabelle 2 angegeben.
Tabelle 2
Es zeigt sich, dass die aus den Stählen A - E in erfindungsgemäßer Weise erzeugten Stahlbänder A - E eine hervorragende Kaltverformbarkeit bei gleichzeitig hohen Festigkeiten und hoher Bruchdehnung besitzen. Gleichzeitig weisen sie jeweils ein ausgeprägt isotropes Verhalten auf. Sie sind als solche in besonderer Weise dazu geeignet, zu Bauteilen kaltverforrat zu werden, die im praktischen Einsatz hohen Kräften ausgesetzt sind. Das in Tab. 2 angegebene Eigenschaftsprofil von KC ist schlechter als das von KVl, was in dem nur schwach ausgebildeten TWIP-Effekt begründet ist . Der Vorteil von KC gegenüber KVl liegt in der hohen Dichtereduktion durch den hohen Al-Gehalt.
Der TRIP-Eigenschaften aufweisende Vergleichsstahl Vl besitzt dagegen hohe Festigkeiten bei vergleichsweise geringen Kennwerten A80 und Ag, die für eine deutliche schlechtere Umformbarkeit stehen. Dieses deutlich schlechtere Verformungsverhalten findet auch seinen Niederschlag in den gegenüber den Stählen A - E deutlich schlechteren r- und Δr-Werten.

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Verfahren zur Herstellung von kaltumf ormbaren, höherfesten Stahlbändern oder -blechen mit TWIP- Eigenschaf ten, bei dem in unterbrechungsfrei aufeinander folgenden Arbeitsschritten
- eine Schmelze folgender Zusammensetzung (Gew.-%) : C: 0, 003 - 1,50 %,
Mn: 18,00 - 30,00 %,
Ni: < 10,00 %,
Si: < 8,00 %,
Al: < 10,00 %,
Cr: < 10,00 %,
N: < 0,60 %,
Cu: < 3,00 %,
P: < 0,40 %,
S: < 0,15 %, wahlweise eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe Se, Te, V, Ti, Nb, B, REM, IMo, W, Co, Ca und Mg mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an Se, Te < 0,25 %, die Summe der Gehalte an V, Ti, Nb, B, REM < 4,00
%, die Summe der Gehalte an Mo, W, Co < 1,50 % und die Summe der Gehalte an Ca, Mg < 0,50 % ist, " ' " " ~ ~ -_ - -
Rest Eisen sowie erschmelzαngsbedingte Verunreinigungen enthält, wobei die Gehalte an Sn, Sb, Zr, Ta und As, deren Sαnune 0,30 % nicht überschreitet, diesen Verunreinigungen zugerechnet werden, auf ein Förderband ausgebracht und dort gekiühlt wird, bis es zu einem Vorband erstarrt,
- das Vorband von dem Transportband abgezogen wird,
- das abgezogene Vorband erforderlichenfalls einer Wärmebehandlung unterzogen wird,
- das Vorband bei einer mindestens 700 0C betragenden Warmwalzendtemperatur zu einem Warmband mit einem vollständig rekristallisierten Gefüge warmgewalzt wird,
und
- das Warmband bei einer bis zu 750 0C betragenden Haspeltemperatur gehaspelt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s der C-Gehalt der Schmelze 0,2 - 0,8 Gew.-% beträgt.
3. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , d a s s der Mn-Gehalt der Schmelze mindestens 20 Gew. — % beträgt.
4. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r"~c "h g e k e n~n~z e~"i c" h n e t , - -"d- a s s die Summe der Se- und Te-Gehalte der Schmelze mindestens 0,01 Gew.-% beträgt.
5. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , d a s s die Summe der V-, Ti-, Nb- und REM-Gehalte der Schmelze mindestens 0,01 Gew.-% beträgt.
6. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , d a s s der B-Gehalt der Schmelze mindestens 0,001 Gew.-% beträgt .
7. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , d a s s die Summe der Mo-, W- und Co-Gehalte mindestens
0, 01 Gew.-% beträgt.
8. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , d a s s die Summe der Ca- und Mg-Gehalte mindestens
0,001 Gew.-% beträgt.
9. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , d a s s das Vorband bei der erforderlichenfalls durchgeführten Wärmebehandlung abgekühlt wird.
10. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , d 'a s s das Vorband bei der erforderlichenfalls durchgeführten Wärmebehandlung auf eine Warmwalzstarttemperatur erhitzt wird.
11. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Dicke des erhaltenen Warmbands < 3 mm, insbesondere < 2 mm, beträgt.
12. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , d a s s die Haspeltemperatur mindestens 450 0C beträgt.
13. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das Warmband nach dem Haspeln kaltgewalzt wird.
14. Verfahren nach Anspruch 13, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , d a s s die Dicke des erhaltenen Kaltbands < 0,8 mm, insbesondere < 0,6 mm, beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 13 oder 14, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das Kaltband einer Glühung bei einer Glühtemperatur von 600 0C bis 1100 0C unterzogen wird.
16. Verfahren zur Herstellung eines Bauelements, bei dem durch Anwendung des gemäß- einem dex Ansprüche 1 bis 15 ausgebildeten Verfahrens ein Warm- oder Kaltband erzeugt wird, bei dem aus dem erhaltenen Warm- oder Kaltband ein Vorprodukt erzeugt wird und bei dem das Vorprodukt anschließend zu dem Bauelement fertig kaltverformt wird.
17. Verfahren nach Anspruch 16, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die KaItVerformung des Rohlings als Drückwalzen durchgeführt wird.
18. Stahlband oder -blech mit TWIP-Eigenschaften, hergestellt durch das gemäß einem der Ansprüche 1 bis 15 ausgebildete Verfahren mit einer Spröd-/ Duktilübergangs-Temperatur Tue < -40 0C.
19. Stahlband oder -blech nach Anspruch 18, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t , d a s s sein mittlerer r-Wert rm 1,0 +/- 0,15 und sein Δr-Wert -0,20 bis +0,20 betragen.
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