EP2663411B1 - Verfahren zum herstellen eines warmgewalzten stahlflachprodukts - Google Patents

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EP2663411B1
EP2663411B1 EP11794191.4A EP11794191A EP2663411B1 EP 2663411 B1 EP2663411 B1 EP 2663411B1 EP 11794191 A EP11794191 A EP 11794191A EP 2663411 B1 EP2663411 B1 EP 2663411B1
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EP
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hot
strip
less
hot rolling
temperature
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Evgeny BALICHEV
Jian Bian
Harald Hofmann
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Publication date
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    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
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    • B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
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    • C22C—ALLOYS
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a hot-rolled steel flat product from a high-strength, high-ductile manganese steel, which in addition to a high Mn content has a 5.9-11.5 wt .-% amount of Al content.
  • a steel of this type and a method for its production are known for example from DE-AS 1 262 613 known.
  • blocks of small diameter are cast from appropriately assembled molten steel, which are then hot rolled into bar stock.
  • the elongation and notched impact strength of the material thus obtained can be improved.
  • From the rods thus obtained to be components for aircraft, projectiles, turbines, gearboxes, valves and the like can be produced.
  • the problem here is that the steels in question can only be processed with difficulty due to their alloy layer via conventional production routes, such as are usually used in high-carbon steels.
  • the known steels have an increased tendency to core segregations of Mn and Al during casting and solidification.
  • they have an increased risk that surface cracks occur during continuous casting and the strand bends back during removal from the casting mold.
  • due to their low thermal conductivity usually long preheating times are required to bring the slabs cast from the steels in question to a temperature required for hot rolling. With the long slab-oven lay times, there is a pronounced tendency for surface decarburization.
  • the low thermal conductivity involves the problem that cracks may form in the preheating, blooming and hot rolling cracks due to the recrystallization inertia of the cooler strip edges.
  • the steels counteract hot and cold rolling with extremely high hot or cold rolling resistances, which are significantly higher than with other high-alloy steels, such as RSH steels or conventional high-alloy Mn steels.
  • the recrystallized surface portion of the resulting steel strip or sheet should be equal to 100%, while the surface fraction of precipitated carbides should be equal to 0%.
  • the mean grain size of the steel should be ⁇ 10 ⁇ m.
  • the strength of the known steel thus obtained should be more than 1200 MPa and the product of strength and elongation at break more than 65000 MPa.
  • a correspondingly composed molten steel is poured into a preliminary product, which may be a slab, thin slab or a cast strip.
  • the precursor is heated to a temperature of 1100-1300 ° C and hot rolled at a hot rolling end temperature of at least 900 ° C to a hot strip. If necessary, then a sufficient for the desired complete recrystallization of the strip surface holding time is maintained.
  • the hot strip obtained is then cooled with a minimum of 20 ° C / s cooling rate to a maximum of 400 ° C amounting coiler temperature and wound into a coil.
  • the hot strip thus produced can then in one or more cold rolling steps if necessary intermediate annealing be rolled into a cold strip.
  • a hot-rolled alloy steel sheet having a completely austenitic structure comprising 4.5 to 10.5 wt% aluminum, 22 to 36 wt% manganese, 0.4 to 1.25 wt% carbon and at least one of The following elements with 0.10 to 0.50 wt .-% titanium, 0.02 to 0.20 wt .-% of niobium and 0.10 to 0.40 wt .-% vanadium and the balance of iron.
  • the aluminum content is less than 9.5% by weight, the carbon content of this steel sheet may be 1.25% by weight. However, if the aluminum content of the steel sheet is 9.5 to 10.5 wt%, the carbon content should be less than 1.10 wt%.
  • the steel alloy may contain up to 0.5% by weight of nickel, up to 0.5% by weight of chromium, up to 1.2% by weight of silicon, up to 0, 5 wt .-% molybdenum and up to 0.5 wt .-% tungsten.
  • the hot rolling of the thus alloyed steel sheets is completed at a final rolling temperature of 800 ° C to 1000 ° C. Subsequently, the hot-rolled sheet is cooled from the final rolling temperature with air to room temperature.
  • a steel is melted, which in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight) C: 0.5-1.3%, Mn: 18-26%, Al: 5.9 - 11.5%, Si: 0.1 - 0.4%, Cr: less than 3%, Ni: less than 1%, Mo: less than 0.5%, N: 0.005 - 0.04%, B less than 0.0050%, Cu less than 1%, Nb less than 0.2%, Ti less than 0.3%, V less than 0.3%, Ca less than 0.005%, Zr less than 0.005%, P: 0.01-0.03%, S: 0.005-0.02%.
  • a composite in the manner indicated above molten steel is then cast in a conventional two-roll casting machine in a conventional manner to a cast strip.
  • the advantage of casting the melt into a cast strip is known to be that fewer segregations occur during strip casting as a result of rapid solidification. This is particularly advantageous in the case of high-alloyed steels of the type processed according to the invention, because through a more uniform distribution of the Alloy elements homogeneous band properties and optimum quality of the product obtained can be achieved.
  • the cast strip cools on its way from the casting machine to Heating device typically with a cooling rate of 10 - 20 K / s to a usually not less than 700 ° C amounting intermediate temperature.
  • Heating device typically with a cooling rate of 10 - 20 K / s to a usually not less than 700 ° C amounting intermediate temperature.
  • this temperature loss is kept as low as possible, so that the pouring heat inherent in the cast strip as it exits the casting machine is taken as far as possible up to the heating device. In this way, the amount of energy required in the heating device for the temperature increase carried out there to the hot rolling start temperature can be minimized.
  • the heating of the cast strip to the respective, located in the range of 1100 - 1300 ° C hot rolling start temperature is carried out according to the invention with a minimum of 20 K / s amounts Heating rate.
  • the cast strip heated so rapidly to the hot rolling start temperature is then hot rolled in one or more passes to form a hot strip.
  • a cooling in which the obtained hot strip is cooled to ⁇ 400 ° C at a cooling rate of at least 100 K / s. This rapid cooling suppresses the formation of embrittling constituents, such as carbides or intermetallic phases.
  • the cooled hot strip is wound into a coil at a reeling temperature of up to 400 ° C.
  • the invention is based on the recognition that the production of a flat and surface-crack-free flat steel product made of a steel having high contents of C, Mn and Al succeeds when a thin, maximally 5 mm, in particular 3 mm, melt from a correspondingly composed melt. 5 mm thick tape is poured. The thickness of the cast strip is thus already in the range of thickness, which should have the finished hot-rolled product.
  • the possibility used in the method according to the invention to cast a steel which has high contents of C, Al and Mn in strip casting and the associated rapid solidification of the steel after casting reduce the frequency of core segregations in the cast strip.
  • Cross cracks and star cracks do not occur when casting the cast strip and longitudinal cracks only in greatly reduced numbers.
  • the occurrence of Kernseigerungen be controlled by varying the casting roll force.
  • the thin, according to the invention only max. 5 mm, in particular 3 - 5 mm thick cast strip has already at its exit from the casting gap a favorable cross-section with low bending stresses. Accordingly, the cast strip can be easily bent from the vertical in a horizontal direction in which it passes through the other stations of its processing.
  • the cast strip according to the invention is characterized by a three-layer casting structure with dendritic edge zones and globulitic core.
  • the cast strip is heated to the required, 1100 - 1300 ° C hot rolling start temperature while making maximum use of the inherent in leaving the casting machine casting heat.
  • the heating takes place as quickly as possible, in particular with a heating rate of at least 20 K / s.
  • the temperature increase achieved in the cast strip in accordance with the invention carried out heating in the range of up to 250 ° C, wherein the minimum increase in temperature is typically 50 ° C. is.
  • the temperature distribution over the width of the strip can be adjusted in a targeted manner by the strip heating performed rapidly according to the invention. On the one hand, it is possible to homogenize the temperature distribution by rapid heating.
  • the heating in order to achieve a specific deformation behavior of the cast strip during the hot rolling process, the heating can also be carried out in such a way that a defined temperature profile is established across the width of the cast strip. In this way, bumps, deviations from directional stability and other geometric errors of the band can be minimized without the need for complex additional measures or devices.
  • an inductively operating heating device for the rapid heating or heating of the material to be rolled is described.
  • the advantage of using an induction furnace for the rapid heating or heating of the material to be rolled is that the rolling stock can be heated to a relatively precisely predetermined temperature with a short exposure time.
  • the hot rolling start temperature achieved in the course of the rapid heating is selected such that the roll resistance that the cast strip encounters during hot rolling is minimized. This is especially the case when the hot rolling start temperature is at least 1050 ° C.
  • the hot rolling end temperature of the Hot rolling carried out according to the invention is typically in the range from 1000 to 1050 ° C. This requirement is based on the finding that the steels processed according to the invention must be processed in a narrow temperature window due to their high aluminum content.
  • the hot rolling of the cast strip in-line on strip casting reduces the process and material specific core porosity of the cast strip, promotes homogeneity of the microstructure and thus overall improves strip properties.
  • the hot rolling of the cast strip which in itself is difficult to roll, is simplified by the fact that the cast strip already has a near final thickness before hot rolling, so that in the course of hot rolling only comparably low degrees of deformation must be achieved. These are typically at least 10%, in particular 10-20%. Such low degrees of deformation can be achieved in one pass, which additionally contributes to optimizing the economic efficiency of the method according to the invention.
  • the rapid cooling carried out after hot rolling at a cooling rate of at least 100 K / s ensures that no grain growth takes place in the hot-rolled strip after leaving the last hot-rolling mill.
  • the precipitation of carbides, nitrides and carbonitrides is prevented in this way also at this point of the inventive method.
  • these are included the cooling rates achieved after hot rolling in the range of 100 to 250 K / s.
  • cooling should take place as close as possible to the end of hot rolling, but no later than within 10 seconds.
  • the steps completed before hot rolling can be carried out under a protective gas atmosphere.
  • An inerting of the molten metal region of the molten steel which is to be cast there in the respective strip casting device reduces the formation of oxide deposits on the surfaces.
  • the hot strip obtained according to the invention has an austenitic-ferritic structure with a ferrite content which is typically 5-50%.
  • Carbon may be present in a steel according to the invention in amounts of from 0.5 to 1.2% by weight, with particular consideration being given to steels whose C content is above 0.5% by weight.
  • the C content is significant for austenite formation and strength due to solid solution hardening, increase in stacking fault energy, and formation of carbides.
  • the hot strip produced according to the invention is cold rolled to form a cold strip, it may be used to improve the yield strength of the cold strip by means of a targeted overaging treatment after a final strip Recrystallization annealing on cold strip an extremely fine carbide are eliminated. At above 1.2 wt .-% lying C levels, there is a risk that carbides are produced in embrittlement effective amounts.
  • Manganese is present in a steel processed according to the invention in contents of 18-26% by weight. Manganese is essential for austenite formation and increases stacking fault energy, which has a favorable effect on workability and ductility.
  • a steel processed according to the invention has 5.9-11.5% by weight, in particular> 6-11.5% by weight, Al.
  • Aluminum reduces the density, acts as a solid solution and increases the stacking fault energy. Aluminum also has a passivating effect and increases the corrosion resistance.
  • the high contents of Al lead due to the very high stacking fault energy to the expression of the so-called "shear band plasticity" as the dominant deformation mechanism with a particularly good combination of strength and deformation ability.
  • Excessively high aluminum contents can, however, cause a highly embrittling DO 3 -order structure in the ferrite or excessively high contents of embrittling Al-containing ⁇ -carbides ((Fe, Mn) 3 AlC).
  • Si may be present in a steel processed according to the invention in amounts of less than 1% by weight, in particular 0.1-0.4% by weight, in order to effect solid solution hardening.
  • contents of Si above 1% by weight complicate the weldability and paintability of the steel processed according to the invention.
  • Cr, Ni and Mo likewise have a solid-solution hardening effect and improve the oxidation and corrosion resistance of the steel processed according to the invention.
  • Cr leads to the formation of special carbides which can be highly embrittling if the contents are too high.
  • Optimally usable are the positive effects of Cr, Ni and Mo, if, as predetermined by the invention, in a steel processed according to the invention, the Cr content to less than 8 wt .-%, in particular less than 3 wt .-%, the Ni Content to less than 3% by weight, in particular less than 1% by weight, and the Mo content is limited to less than 2% by weight, in particular less than 0.5% by weight.
  • N Nitrogen forms nitrides with aluminum and increases its strength. Too high contents of N, however, lead to coarse AlN, which can have a negative effect on the processability, the surface condition and the deformability of a steel processed according to the invention. Therefore, the N content of a steel according to the invention is limited to N ⁇ 0.1% by weight, in particular 0.005-0.04% by weight.
  • the B content of a steel according to the invention is limited to ⁇ 0.1% by weight, in particular less than 0.0050% by weight. B increases strength and forms boron nitrides and carbides, which act as nucleation points for the formation of other carbides. Too high B contents have an embrittling effect due to grain boundary assignments.
  • Cu acts as a solid-solution hardening agent and increases the corrosion resistance.
  • the Cu content of a steel processed according to the invention is limited to less than 5% by weight, in particular less than 1% by weight.
  • micro-alloying elements Nb, Ti and V lead to precipitation and grain refining and thus contribute to an increase in strength. In addition, these elements lower the tendency of the steel to solder cracking during hot-joining via the grain refining effect. These effects can be optimally utilized if a steel processed according to the invention contains Nb, Ti or V in each case in contents of less than 1.0% by weight, the Nb content in particular to ⁇ 0.2% by weight, the Ti Content in particular to ⁇ 0.3 wt .-%, the V content in particular to ⁇ 0.3 wt .-% are limited.
  • non-metallic materials such as Al 2 O 3 and FeS speroidise and improve the ductility.
  • the formation of Ca aluminates transfers clay to the slag and improves the degree of purity.
  • Zr has a solid-solution-hardening effect in steel processed according to the invention.
  • Zr also has an embrittling effect due to grain boundary segregations, the content of a steel processed according to the invention is limited to this element.
  • P and S segregate on the grain boundaries and act embrittlement. Therefore, their content should be as low as possible, especially lower than 0.04 wt .-%, wherein the P content advantageously 0.01 to 0.03 wt .-% and the S content advantageously 0.005 to 0.02 wt .-% is.
  • a hot strip annealing can be carried out after the reeling and before further processing, in which the hot strip obtained according to the invention is annealed at a annealing temperature of 1100 to 1200 ° C. If the hot strip annealing takes place in a continuous annealing furnace, annealing times of 60 - 300 s are required.
  • Such a hot strip annealing is particularly useful when the Al content of the inventively processed steel is at least 10 wt .-%. In the case of such high Al contents, moreover, in order to avoid the formation of brittle phases, it is expedient to allow the cooling to proceed as quickly as possible, in particular with a cooling rate of at least 40 K / s, after hot rolling.
  • the hot strip obtained according to the invention can optionally be pickled in the usual way after reeling and used in the uncoated or coated state.
  • the hot strip produced according to the invention can accordingly be processed in a manner known per se in one or more passes to form a cold strip. If necessary, this can again be surface-coated in order to protect it against environmental influences.
  • the high hot rolling and cold rolling resistance inherent in the steel according to the invention has only insignificant effects on hot and cold rolling due to the already close to final cast strip and the concomitantly small deformations required. This makes it possible to produce flat products of small thickness from the ones with regard to their rolling processing problematic steels of the present invention processed type.
  • the figure shows schematically a production line 1 for producing a hot strip W.
  • the production line 1 set up for a continuous-flow production process comprises a conventional two-roll casting device 1 in which a melt S is poured into a cast strip G in the casting gap defined between two counter-rotating casting rolls 2, 3, the thickness of which is typically 3. 5 mm.
  • the cast in a vertical orientation cast strip G is deflected in a conventional manner via a strand guide in a horizontal conveying direction F, in which it is advanced by means of a arranged at the end of the strand guide conveyor 4.
  • the casting belt G which is oriented in the conveying direction F, enters a heating device 5. On its way to the heating device 5, the cast strip G cools to an intermediate temperature at a cooling rate of 10 - 20 K / s.
  • the cast strip G entering at the intermediate temperature there is inductively heated to a hot rolling start temperature by means of inductors 6 oriented transversely to the conveying direction F, which is typically in the range from 1100 to 1300 ° C., in particular at least 1150 ° C.
  • the temperature increase of the cast strip G as it passes through the heating device as a result of the action of the electromagnetic field generated by the inductors 6 is up to 300 ° C, typically 50-150 ° C.
  • the inductors 6 can, as in the DE 103 23 796 B3 be described, so adjustable and controllable, that on the one hand, the cast strip G uniformly heated over its entire width and on the other hand targeted a specific temperature profile in the cast strip G can be adjusted.
  • the two-roll caster 1, the strand guide, the conveyor 4 and the heating device 5 are kept under a protective gas atmosphere S.
  • the cast strip G enters a roll stand 9, where it is hot rolled in one pass to a hot strip W having a thickness of typically 2.4 to 4.5 mm.
  • the hot rolling end temperature, with which the hot strip W leaves the last rolling stand 9 in the conveying direction F, is regularly in the range from 1000 to 1050 ° C.
  • the degrees of deformation achieved over the one rolling pass are regularly in the range of 10 to 30%.
  • the hot strip W obtained is cooled in a cooling device 10 at a cooling rate, which is typically 100-200 K / s, to a range of 300-400 ° C. lying coiler temperature cooled, with the hot strip W is then wound in a coiler 11 to a coil C.
  • At the reeling can join a hot strip annealing in a heat treatment device, not shown here.
  • the respective strips G cast from the melts S1 and S2 are cooled on the way to the heating device 5 at a cooling rate of approximately 15 K / s and heated in the heating device 5 by a temperature increase ⁇ T to the respective hot rolling start temperature WAT and in the hot rolling mill 9 in FIG three passes at afensivumformgrad ⁇ g and a hot rolling end temperature WET were each hot rolled to a hot strip W with a thickness dWB.
  • the hot strips W have each been cooled at a cooling rate tk to the respective reel temperature HAT, with which they have been coiled to a respective coil C.
  • the respective parameters ⁇ T, WAT, WET, ⁇ g, dW, tk and HAT given in the processing of the tapes G cast from the steels S1 and S2 are shown in Table 2.
  • the hot strip produced from the steel S2 was additionally subjected to a hot strip annealing at 1100 ° C. after the coiling in a continuous annealing furnace for 120 s. On In this way, even with the hot strip produced from this steel S3, surface defects could be reliably prevented despite its particularly high C, Mn and Al contents.
  • Table 3 shows the microstructure and the mechanical properties hot strip thickness dWB, density pWB, yield strength Rp0.2, tensile strength Rm, elongation A80, n value and r value of the steels S1 and S2 produced by the inventive procedure explained here Hot tapes indicated.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts aus einem hochfesten, hochduktilen Manganstahl, der neben einem hohen Mn-Gehalt einen 5,9 - 11,5 Gew.-% betragenden Al-Gehalt aufweist.
  • Ein Stahl dieser Art und ein Verfahren zu dessen Herstellung sind beispielsweise aus der DE-AS 1 262 613 bekannt. Gemäß dem in dieser Veröffentlichung beschriebenen Verfahren werden aus entsprechend zusammengesetzten Stahlschmelzen Blöcke mit geringem Durchmesser gegossen, die anschließend zu Stabmaterial warmgewalzt werden. Durch eine Wärmebehandlung bei 800-1250 °C kann die Dehnung und Kerbschlagzähigkeit des so erhaltenen Materials verbessert werden. Aus den so erhaltenen Stäben sollen sich Bauteile für Flugzeuge, Geschosse, Turbinen, Getriebe, Ventile und desgleichen herstellen lassen.
  • Neuere Entwicklungen haben gezeigt, dass Stähle der eingangs angegebenen Art aufgrund einer sehr guten Eigenschaftskombination aus hoher Festigkeit, hoher Verformungsfähigkeit, einer signifikant reduzierten Dichte und einem damit einhergehend minimiertem Gewicht sich als Flachprodukte, also als Stahlbänder oder -bleche, besonders für die Herstellung von Bauteilen für den Fahrzeugbau, insbesondere den Bau von Automobilkarosserie- oder Fahrwerksteilen eignen.
  • Problematisch ist dabei allerdings, dass sich die betreffenden Stähle aufgrund ihrer Legierungslage über konventionelle Erzeugungsrouten, wie sie bei hoch kohlenstoffhaltigen Stählen üblicherweise angewendet werden, nur schwierig verarbeiten lassen. So weisen die bekannten Stähle eine erhöhte Neigung zu Kernsegregationen von Mn und Al beim Gießen und Erstarren auf. Darüber hinaus besteht bei ihnen eine erhöhte Gefahr, dass Oberflächenrisse beim Stranggießen entstehen und sich der Strang beim Abführen aus der Gießkokille zurückbiegt. Darüber hinaus sind aufgrund ihrer geringen thermischen Leitfähigkeit in der Regel lange Vorwärmzeiten erforderlich, um die aus den in Rede stehenden Stählen gegossenen Brammen auf eine für das Warmwalzen erforderliche Temperatur zu bringen. Mit den langen Brammen-Ofenliegezeiten geht eine ausgeprägte Neigung zur Randentkohlung einher. Gleichzeitig bringt die geringe Wärmeleitfähigkeit das Problem mit sich, dass sich beim Vorwärmen, Vorblocken und Warmwalzen Risse in Folge der Rekristallisationsträgheit der kühleren Bandkanten Risse bilden können. Schließlich setzen die Stähle dem Warm- und Kaltwalzen extrem hohe Warm- bzw. Kaltwalzwiderstände entgegen, die deutlich höher sind als bei anderen hochlegierten Stählen, wie beispielsweise RSH-Stählen oder konventionellen hochlegierten Mn-Stählen.
  • Aus der US 7 794 552 B2 ist ein Verfahren zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts aus einem solchen konventionell zusammengesetzten, austenitischen, hoch manganhaltigen Warmwalzstahl bekannt, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0.85 - 1,05 % C, 16 - 19 Mn, bis zu 2 % Si, bis zu 0,050 % Al; bis zu 0.030 % S, bis zu 0,050 % P, bis zu 0,1 % N und optional ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo, Ni, Cu, Ti, Nb, V" mit der Maßgabe enthält, dass der Cr-Gehalt bis zu 1 %, der Mo-Gehalt bis zu 1,5 %, der Ni-Gehalt bis zu 1 %, der Cu-Gehalt bis zu 5 %, der Ti-Gehalt bis zu 0,50 %, der Nb-Gehalt bis zu 0,50 % und der V-Gehalt bis zu 0,50 % betragen kann. Der rekristallisierte Oberflächenanteil des erhaltenen Stahlbands oder -blechs soll dabei gleich 100 % sein, während der Oberflächenanteil an ausgeschiedenen Karbiden gleich 0 % sein soll. Gleichzeitig soll die mittlere Korngröße des Stahls ≤ 10 µm betragen. Die Festigkeit des so beschaffenen bekannten Stahls soll mehr als 1200 MPa und das Produkt aus Festigkeit und Bruchdehnung mehr als 65000 MPa betragen.
  • Um dies zu erreichen, wird gemäß dem bekannten Verfahren eine entsprechend zusammengesetzte Stahlschmelze zu einem Vorprodukt vergossen, bei dem es sich um eine Bramme, Dünnbramme oder ein gegossenes Band handeln kann. Das Vorprodukt wird auf eine Temperatur von 1100 - 1300 °C erwärmt und bei einer Warmwalzendtemperatur von mindestens 900 °C zu einem Warmband warmgewalzt. Erforderlichenfalls wird anschließend eine für die gewünschte vollständige Rekristallisation der Bandoberfläche ausreichende Haltezeit eingehalten. Das erhaltene Warmband wird dann mit einer mindestens 20 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine höchstens 400 °C betragende Haspeltemperatur abgekühlt und zu einem Coil gewickelt. Das so erzeugte Warmband kann anschließend in einem oder mehreren Kaltwalzschritten mit erforderlichenfalls zwischengeschalteter Glühung zu einem Kaltband gewalzt werden.
  • Das aus der US 7 794 552 B2 bekannte Verfahren ist für Stähle bestimmt, bei deren Erschmelzung Al zwar zur Desoxidation eingesetzt werden kann, deren Al-Gehalt jedoch auf höchstens 0,05 Gew.-% beschränkt ist, um die Ausscheindung von AlN zu vermeiden. Die Anwesenheit von AlN-Ausscheidungen soll demnach die Gefahr der Entstehung von Rissen bei der Verformung des in der bekannten Weise erzeugten Stahlbands mit sich bringen.
  • Des Weiteren ist aus der DE 39 03 774 A1 ein warmgewalztes legiertes Stahlblech mit vollkommen austenitischer Struktur bekannt, das aus 4,5 - 10,5 Gew.-% Aluminium, 22 - 36 Gew.-% Mangan, 0,4 - 1,25 Gew.-% Kohlenstoff und wenigstens einem der folgenden Elemente mit 0,10 bis 0,50 Gew.-% Titan, 0,02 bis 0,20 Gew.-% Niob und 0,10 bis 0,40 Gew.-% Vanadium sowie als Rest aus Eisen besteht. Wenn der Aluminiumgehalt unter 9,5 Gew.-% liegt, kann bei diesem Stahlblech der Kohlenstoffgehalt 1,25 Gew.-% erreichen. Wenn aber der Aluminiumgehalt des Stahlblechs 9,5 bis 10,5 Gew.-% beträgt, so soll der Kohlenstoffgehalt weniger als 1,10 Gew.-% betragen. Zur Verbesserung der Festigkeit ohne merkbare Abnahme der Verformbarkeit kann die Stahllegierung außerdem bis zu 0,5 Gew.-% Nickel, bis zu 0,5 Gew.-% Chrom, bis zu 1,2 Gew.-% Silizium, bis zu 0,5 Gew.-% Molybdän und bis zu 0,5 Gew.-% Wolfram enthalten. Das Warmwalzen der derart legierten Stahlbleche wird bei einer Endwalztemperatur von 800 °C bis 1000 °C beendet. Anschließend wird das warmgewalzte Blech von der Endwalztemperatur mit Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Vor dem Hintergrund des voranstehend beschriebenen Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein wirtschaftliches und prozesssicher beherrschbares Verfahren zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts aus einem Stahl anzugeben, der neben einem hohen Mn-Gehalt einen hohen Al-Gehalt aufweist.
  • Diese Aufgabe ist erfindungsgemäß durch das in Anspruch 1 angegebene Verfahren gelöst worden. Vorteilhafte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
  • Gemäß der Erfindung wird zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachprodukts zunächst ein Stahl erschmolzen, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,5 - 1,3 %, Mn: 18 - 26 %, Al: 5,9 - 11,5 %, Si: 0,1 - 0,4 %, Cr: weniger als 3 %, Ni: weniger als 1 %, Mo: weniger als 0,5 %, N: 0,005 - 0,04 %, B: weniger als 0,0050 %, Cu: weniger als 1 %, Nb: weniger als 0,2 %, Ti: weniger als 0,3 %, V: weniger als 0,3 %, Ca: weniger als 0,005 %, Zr: weniger als 0,005 %, P: 0,01 - 0,03 %, S: 0,005 - 0,02 % enthält.
  • Eine in der voranstehend angegebenen Weise zusammengesetzte Stahlschmelze wird dann beispielsweise in einer konventionellen Zwei-Walzen-Gießmaschine in an sich bekannter Weise zu einem gegossenen Band vergossen.
  • Der Vorteil des Vergießens der Schmelze zu einem gegossenen Band besteht bekannterweise darin, dass beim Bandgießen in Folge der schnellen Erstarrung weniger Seigerungen auftreten. Dies ist bei hochlegierten Stählen der erfindungsgemäß verarbeiteten Art besonders vorteilhaft, weil durch eine gleichmäßigere Verteilung der Legierungselemente homogene Bandeigenschaften und eine optimale Qualität des erhaltenen Produkts erreicht werden.
  • Wird zum Erzeugen des gegossenen Bands eine konventionelle Zwei-Rollen-Gießmaschine eingesetzt, bei der das gegossene Band in vertikaler Richtung austritt und mittels einer Strangführungseinrichtung in einem Bogen in eine horizontale Förderrichtung umgeleitet wird, so kühlt das gegossene Band auf seinem Weg von der Gießmaschine zur Erwärmungseinrichtung typischerweise mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 - 20 K/s auf eine in der Regel nicht weniger als 700 °C betragende Zwischentemperatur ab. Erfindungsgemäß wird dieser Temperaturverlust möglichst gering gehalten, so dass die dem gegossenen Band beim Austritt aus der Gießmaschine innewohnende Gießhitze bis zur Erwärmungseinrichtung weitestgehend mitgenommen wird. Auf diese Weise kann die in der Erwärmungseinrichtung für die dort durchgeführte Temperaturerhöhung auf die Warmwalzanfangstemperatur benötigte Energiemenge minimiert werden.
  • Die Erwärmung des gegossenen Bands auf die jeweilige, im Bereich von 1100 - 1300 °C liegende Warmwalzanfangstemperatur erfolgt erfindungsgemäß mit einer mindestens 20 K/s betragenden
    Erwärmungsgeschwindigkeit.
  • Das derart schnell auf die Warmwalzanfangstemperatur erwärmte gegossene Band wird anschließend in einem oder mehreren Stichen zu einem Warmband warmgewalzt.
  • Innerhalb von 10 s nach dem Ende des Warmwalzens setzt dann erfindungsgemäß eine Abkühlung ein, bei der das erhaltene Warmband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 100 K/s auf < 400 °C abgekühlt wird. Durch diese schnelle Abkühlung wird die Bildung von versprödend wirkenden Bestandteilen, wie Karbiden oder intermetallischen Phasen, unterdrückt.
  • Schließlich wird das abgekühlte Warmband bei einer Haspeltemperatur von bis zu 400 °C zu einem Coil gewickelt.
  • Die einzelnen Arbeitsschritte des erfindungsgemäßen Verfahrens werden in einer kontinuierlichen, unterbrechungsfreien Abfolge absolviert.
  • Die Erfindung geht von der Erkenntnis aus, dass die Herstellung eines kanten- und oberflächenrissfreien Stahlflachprodukts aus einem Stahl, der hohe Gehalte an C, Mn und Al aufweist, gelingt, wenn aus einer entsprechend zusammengesetzten Schmelze ein dünnes, maximal 5 mm, insbesondere 3 - 5 mm dickes Band gegossen wird. Die Dicke des gegossenen Bands liegt demnach bereits im Bereich der Dicke, die das fertig erzeugte Warmflachprodukt aufweisen soll.
  • Die beim erfindungsgemäßen Verfahren genutzte Möglichkeit, einen Stahl, der hohe Gehalte an C, Al und Mn aufweist, im Bandguss zu vergießen und die damit einhergehend schnelle Erstarrung des Stahls nach dem Gießen verringert die Häufigkeit von Kernsegregationen im gegossenen Band. Querrisse und Sternchenrisse treten beim Gießen des gegossenen Bandes gar nicht und Längsrisse nur noch in stark verminderter Zahl auf. Beim Gießen des Bandes in einer Zwei-Walzen-Gießmaschine kann das Auftreten von Kernseigerungen durch Variation der Gießrollenkraft gesteuert werden. Das dünne, erfindungsgemäß nur max. 5 mm, insbesondere 3 - 5 mm dick gegossene Band weist bereits bei seinem Austritt aus dem Gießspalt einen günstigen Querschnitt mit geringen Biegespannungen auf. Dementsprechend lässt sich das gegossene Band unproblematisch aus der Vertikalen in eine horizontale Förderrichtung biegen, in der es die weiteren Stationen seiner Verarbeitung durchläuft.
  • Gleichzeitig ist durch die Nutzung des Bandgießens die Randendkohlung stark reduziert, da keine langwierige Brammenerwärmung mehr notwendig ist. Die Gefahr einer Rissbildung beim Warmwalzen ist aufgrund der homogenisierten Temperaturverteilung, die bei der erfindungsgemäß schnell durchgeführten Erwärmung vor dem Warmwalzen erzielt wird, minimiert.
  • Das erfindungsgemäß gegossene Band zeichnet sich durch eine dreischichtige Gießstruktur mit dendritischen Randzonen und globulitischem Kern aus.
  • Das gegossene Band wird unter weitestgehender Ausnutzung der ihm beim Verlassen der Gießmaschine innewohnenden Gießhitze auf die erforderliche, 1100 - 1300 °C betragende Warmwalzanfangstemperatur erwärmt. Die Erwärmung erfolgt dabei möglichst schnell, insbesondere mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 20 K/s.
  • Typischerweise liegt die bei der erfindungsgemäß durchgeführten Erwärmung im gegossenen Band erzielte Temperaturerhöhung im Bereich von bis zu 250 °C, wobei die Mindesterhöhung der Temperatur typischerweise 50 °C beträgt. Neben der Vermeidung der Entstehung von unerwünschten Ausscheidungen kann durch die erfindungsgemäß schnell durchgeführte Banderwärmung die Temperaturverteilung über die Breite des Bandes gezielt eingestellt werden. So ist es einerseits möglich, durch die schnelle Erwärmung die Temperaturverteilung zu homogenisieren. Um ein bestimmtes Verformungsverhalten des gegossenen Bands beim Warmwalzprozess zu erzielen, kann andererseits die Erwärmung auch so durchgeführt werden, dass sich über die Breite des gegossenen Bands ein definiertes Temperaturprofil einstellt. Auf diese Weise lassen sich Bandunebenheiten, Abweichungen vom Geradeauslauf und andere geometrische Fehler des Bandes minimieren, ohne dass es dazu aufwändiger zusätzlicher Maßnahmen oder Geräte bedarf.
  • Für die beschleunigte Erwärmung auf die Warmwalzanfangstemperatur eignet sich insbesondere eine induktiv arbeitende Erwärmungseinrichtung, wie sie beispielsweise in der DE 103 23 796 B3 beschrieben ist. Der Vorteil der Verwendung eines Induktionsofens für die schnelle Erwärmung bzw. Durchwärmung des zu walzenden Gutes besteht darin, dass das Walzgut bei kurzer Einwirkzeit auf eine relativ genau vorgebbare Temperatur erwärmt werden kann.
  • Die im Zuge der schnellen Erwärmung erreichte Warmwalzanfangstemperatur ist so gewählt, dass die Walzwiderstände, die das gegossene Band beim Warmwalzen entgegensetzt, minimiert sind. Dies ist insbesondere dann der Fall, wenn die Warmwalzanfangstemperatur mindestens 1050 °C beträgt. Die Warmwalzendtemperatur des erfindungsgemäß durchgeführten Warmwalzens liegt dabei typischerweise im Bereich von 1000 - 1050 °C. Dieser Maßgabe liegt die Erkenntnis zu Grunde, dass die gemäß der Erfindung verarbeiteten Stähle aufgrund ihres hohen Aluminiumgehalts in einem engen Temperaturfenster verarbeitet werden müssen.
  • Das in line auf das Bandgießen erfolgende Warmwalzen des gegossenen Bands verringert die Verfahrens- und werkstoffspezifische Kernporosität des Gussbandes, fördert die Homogenität der Mikrostruktur und verbessert so insgesamt die Bandeigenschaften.
  • Zusätzlich vereinfacht wird das Warmwalzen des an sich nur schwer walzbaren gegossenen Bandes dadurch, dass das gegossene Band bereits vor dem Warmwalzen eine endabmessungsnahe Dicke besitzt, so dass im Zuge des Warmwalzens nur noch vergleichbar geringe Umformgrade erzielt werden müssen. Diese betragen typischerweise mindestens 10 %, insbesondere 10 - 20 %. Derart niedrige Verformungsgrade lassen sich in einem Stich erzielen, was zur Optimierung der Wirtschaftlichkeit des erfindungsgemäßen Verfahrens zusätzlich beiträgt.
  • Durch die im Anschluss an das Warmwalzen durchgeführte schnelle Abkühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 100 K/s wird sichergestellt, dass im erhaltenen Warmband nach Verlassen des letzten Warmwalzgerüstes kein Kornwachstum stattfindet. Darüber hinaus wird auf diese Weise auch an dieser Stelle des erfindungsgemäßen Verfahrens die Ausscheidung von Karbiden, Nitriden und Karbonitriden verhindert. Typischerweise liegen die bei der nach dem Warmwalzen durchgeführten Abkühlung erzielten Abkühlungsgeschwindigkeiten im Bereich von 100 bis 250 K/s.
  • Um ein Einsetzen des Kornwachstums sicher zu verhindern, sollte die Abkühlung in möglichst engem zeitlichen Abstand zum Ende des Warmwalzens einsetzen, spätestens jedoch innerhalb von 10 s.
  • Um eine Oxidation der Schmelze und des gegossenen Bandes auf seinem Weg zu der Warmwalzeinrichtung zu vermeiden, können beim erfindungsgemäßen Verfahren die vor dem Warmwalzen absolvierten Arbeitsschritte unter einer Schutzgasatmosphäre durchgeführt werden. Eine in der jeweiligen Bandgießeinrichtung vorgenommene Inertisierung des Gießspiegelbereiches der dort zum Verguss anstehenden Stahlschmelze verringert die Bildung von Oxidbelegungen der Oberflächen.
  • Das erfindungsgemäß erhaltene Warmband hat ein austenitisch-ferritisches Gefüge mit einem Ferritanteil, der typischerweise 5 - 50 % beträgt.
  • Kohlenstoff kann in einem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,5 bis 1,2 Gew.-% vorhanden sein, wobei hier insbesondere Stähle betrachtet werden, deren C-Gehalt oberhalb von 0,5 Gew.-% liegt. Der C-Gehalt ist wesentlich für die Austenitbildung sowie die Festigkeitslage aufgrund von Mischkristallhärtung, Erhöhung der Stapelfehlerenergie und die Bildung von Karbiden. Sofern das erfindungsgemäß erzeugte Warmband zu einem Kaltband kaltgewalzt wird, kann zur Verbesserung der Streckgrenze des Kaltbands durch eine gezielte Überalterungsbehandlung nach einer abschließenden Rekristallisationsglühung am Kaltband ein extrem feines Karbid ausgeschieden werden. Bei oberhalb von 1,2 Gew.-% liegenden C-Gehalten besteht die Gefahr, dass Karbide in versprödend wirkenden Mengen entstehen.
  • Mangan ist in einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl in Gehalten von 18 - 26 Gew.-% vorhanden. Mangan ist wesentlich für die Austenitbildung und erhöht die Stapelfehlerenergie, was sich auf die Verarbeitbarkeit und Verformbarkeit günstig auswirkt.
  • Ein erfindungsgemäß verarbeiteter Stahl weist 5,9 - 11,5 Gew.-%, insbesondere >6 - 11,5 Gew.-%, Al auf. Aluminium reduziert die Dichte, wirkt mischkristallverfestigend und erhöht die Stapelfehlerenergie. Aluminium hat darüber hinaus einen passivierenden Effekt und erhöht den Korrosionswiderstand. Die hohen Gehalte an Al führen aufgrund der sehr hohen Stapelfehlerenergie zur Ausprägung der sogenannten "Shear Band Plasticity" als dominierenden Verformungsmechanismus mit einer besonders guten Kombination von Festigkeiten und Verformungsfähigkeit. Zu hohe Aluminiumgehalte können allerdings eine stark versprödende DO3-Ordungsstruktur im Ferrit bzw. übergroße Gehalte an versprödend wirkenden Al-haltigen κ-Karbiden ((Fe,Mn)3AlC) bewirken.
  • Si kann in einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl in weniger als 1 Gew.-%, insbesondere 0,1 - 0,4 Gew.-%, betragenden Gehalten vorhanden sein, um eine Mischkristallhärtung zu bewirken. Über 1 Gew.-% liegende Gehalte an Si erschweren jedoch die Schweißbarkeit und Lackierbarkeit des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls. Cr, Ni und Mo wirken ebenfalls mischkristallhärtend und verbessern den Oxidations- und Korrosionswiderstand des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls. Cr führt jedoch bei zu hohen Gehalten zur Bildung von Sonderkarbiden, die stark versprödend wirken können. Optimal nutzbar sind die positiven Effekte von Cr, Ni und Mo, wenn, wie von der Erfindung vorgegeben, bei einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl der Cr-Gehalt auf weniger als 8 Gew.-%, insbesondere weniger als 3 Gew.-%, der Ni-Gehalt auf weniger als 3 Gew.-%, insbesondere weniger als 1 Gew.-%, und der Mo-Gehalt auf weniger als 2 Gew.-%, insbesondere auf weniger als 0,5 Gew.-%, beschränkt ist.
  • Stickstoff bildet mit Aluminium Nitride und wirkt festigkeitssteigernd. Zu hohe Gehalte an N führen jedoch zu groben AlN, die sich negativ auf die Prozessierbarkeit, die Oberflächenbeschaffenheit und die Verformbarkeit eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls auswirken können. Daher ist der N-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf N < 0,1 Gew.-%, insbesondere 0,005 - 0,04 Gew.-%, beschränkt.
  • Der B-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls ist auf < 0,1 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,0050 Gew.-%, beschränkt. B wirkt festigkeitssteigernd und bildet Bornitride und -karbide, die als Nukleationspunkte für die Entstehung weiterer Karbide wirken. Zu hohe B-Gehalte wirken aufgrund von Korngrenzenbelegungen versprödend.
  • Cu wirkt in erfindungsgemäß verarbeitetem Stahl mischkristallhärtend und erhöht den Korrosionswiderstand. Bei zu hohen Cu-Gehalten besteht jedoch die Gefahr von "Heißrissigkeit" bei Warmumformung oder beim Warmfügen. Daher ist der Cu-Gehalt eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls auf weniger als 5 Gew.-%, insbesondere weniger als 1 Gew.-%, beschränkt.
  • Die Mikrolegierungselemente Nb, Ti und V führen zu Ausscheidungen und Kornfeinung und tragen so zur Festigkeitssteigerung bei. Zudem erniedrigen diese Elemente über den Kornfeinungseffekt die Neigung des Stahls zur Lotrissigkeit beim Warmfügen. Diese Effekte lassen sich optimal nutzen, wenn ein erfindungsgemäß verarbeiteter Stahl Nb, Ti oder V jeweils in Gehalten von weniger als 1,0 Gew.-% aufweist, der Nb-Gehalt insbesondere auf < 0,2 Gew.-%, der Ti-Gehalt insbesondere auf < 0,3 Gew.-%, der V-Gehalt insbesondere auf < 0,3 Gew.-% beschränkt sind.
  • Ca in Gehalten von weniger als 0,05 Gew.-%, insbesondere < 0,005 Gew.-%, speroidiziert in erfindungsgemäß verarbeitetem Stahl nichtmetallische Materialien wie Al2O3 und FeS und verbessert die Verformbarkeit. Die Bildung von Ca-Aluminaten überführt Tonerde in die Schlacke und verbessert den Reinheitsgrad.
  • In Gehalten von weniger als 0,1 Gew.-%, insbesondere < 0,005 Gew.-%, wirkt Zr in erfindungsgemäß verarbeitetem Stahl mischkristallhärtend. Da Zr aber aufgrund von Korngrenzensegregationen auch eine versprödende Wirkung hat, ist der Gehalt eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls an diesem Element begrenzt.
  • P und S segregieren bei einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl auf den Korngrenzen und wirken versprödend. Deswegen sollte ihr Gehalt so gering wie möglich, insbesondere niedriger als 0,04 Gew.-% sein, wobei der P-Gehalt vorteilhafterweise 0,01 - 0,03 Gew.-% und der S-Gehalt vorteilhafterweise 0,005 - 0,02 Gew.-% beträgt.
  • Um eine optimale Verformbarkeit des erfindungsgemäß erhaltenen Warmbands zu gewährleisten, kann nach dem Haspeln und vor der Weiterverarbeitung eine Warmbandglühung durchgeführt werden, bei dem das erfindungsgemäß erhaltene Warmband bei einer 1100 - 1200 °C betragenden Glühtemperatur geglüht wird. Erfolgt die Warmbandglühung im Durchlaufglühofen, sind hierzu Glühzeiten von 60 - 300 s erforderlich. Eine solche Warmbandglühung ist insbesondere dann zweckmäßig, wenn der Al-Gehalt des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls mindestens 10 Gew.-% beträgt. Im Fall derart hoher Al-Gehalte ist es darüber hinaus zur Vermeidung der Bildung von spröden Phasen zweckmäßig, die Abkühlung nach dem Warmwalzen möglichst schnell, insbesondere mit einer Abkühlrate von mindestens 40 K/s ablaufen zu lassen.
  • Das erfindungsgemäß erhaltene Warmband kann in üblicher Weise nach dem Haspeln optional gebeizt und im unbeschichteten oder beschichteten Zustand eingesetzt werden. Ebenso ist es möglich, das erfindungsgemäß erzeugte Warmband nach einem optional durchgeführten Beizen in an sich bekannter Weise mit einer metallischen, beispielsweise vor Korrosion schützenden Schutzschicht zu beschichten. Des Weiteren ist es denkbar, das erfindungsgemäß erzeugte Warmflachprodukt mit Beschichtungen zu versehen, durch die die Umformung des Warmbands vereinfacht wird.
  • Mit der erfindungsgemäßen Vorgehensweise besteht die Möglichkeit, die erfindungsgemäß erhaltenen Warmbänder zu Kaltbandprodukten kaltzuwalzen, die abschließend einer Rekristallisationsglühung, Überalterungsglühung (Ausscheidungshärtung durch feinste Karbide) und verschiedenen Formen der Oberflächenveredelung (Z, ZE, ZN, FAL) unterzogen werden können. Ein Kaltwalzen und eine abschließende Rekristallisationsglühung verdichtet und homogenisiert dabei beispielsweise die Mikrostruktur im Kernbereich.
  • Werden Stahlflachprodukte mit noch geringeren Dicken gefordert, so lässt sich das erfindungsgemäß erzeugte Warmband dementsprechend in an sich bekannter Weise in einer oder mehreren Stichen zu einem Kaltband verarbeiten. Dieses kann erforderlichenfalls wiederum oberflächenbeschichtet werden, um es gegen Umwelteinflüsse zu schützen.
  • Der dem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl innewohnende hohe Warmwalz- und Kaltwalzwiderstand wirkt sich wegen des bereits endabmessungsnah gegossenen Bandes und den damit einhergehend nur geringen erforderlichen Verformungen beim Warm- und Kaltwalzen nur unwesentlich aus. Dies erlaubt es, auch aus den hinsichtlich ihrer Walzverarbeitung an sich problematischen Stählen der erfindungsgemäß verarbeiteten Art Flachprodukte von geringer Dicke zu erzeugen.
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
  • Die Figur zeigt schematisch eine Fertigungslinie 1 zur Herstellung eines Warmbands W.
  • Die für einen im kontinuierlichen Durchlauf erfolgenden Fertigungsablauf eingerichtete Fertigungslinie 1 umfasst eine konventionelle Zwei-Walzen-Gießeinrichtung 1, bei der eine Schmelze S im zwischen zwei gegenläufig rotierenden Gießwalzen 2,3 begrenzten Gießspalt zu einem gegossenen Band G vergossen wird, dessen Dicke typischerweise 3 - 5 mm beträgt. Das in vertikaler Ausrichtung austretende gegossene Band G wird in ebenfalls an sich bekannter Weise über eine Strangführung in eine horizontale Förderrichtung F umgelenkt, in der es mittels einer am Ende der Strangführung angeordneten Fördereinrichtung 4 vorangeschoben wird.
  • Das so ausgerichtet in Förderrichtung F bewegte gegossene Band G läuft in eine Erwärmungseinrichtung 5 ein. Auf seinem Weg zur Erwärmungseinrichtung 5 kühlt das gegossene Band G mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 10 - 20 K/s auf eine Zwischentemperatur ab.
  • In der Erwärmungseinrichtung 5 wird das mit der Zwischentemperatur dort eintretende gegossene Band G mittels quer zur Förderrichtung F ausgerichteter Induktoren 6 induktiv auf eine Warmwalzanfangstemperatur erwärmt, die typischerweise im Bereich von 1100 - 1300 °C, liegt, insbesondere mindestens 1150 °C beträgt.
  • Die beim Durchlauf durch die Erwärmungseinrichtung in Folge der Wirkung des von den Induktoren 6 erzeugten elektromagnetischen Feldes erzielte Temperaturerhöhung des gegossenen Bandes G beträgt bis zu 300 °C, typischerweise 50 - 150 °C. Die Induktoren 6 können dabei, wie beispielsweise in der DE 103 23 796 B3 beschrieben, so verstellbar und steuerbar sein, dass einerseits das gegossene Band G über seine gesamte Breite gleichmäßig erwärmt und andererseits gezielt ein bestimmtes Temperaturprofil im gegossenen Band G eingestellt werden kann.
  • Um einen Kontakt der Schmelze S und des gegossenen Bandes G mit der Umgebungsatmosphäre U zu vermeiden, sind die Zwei-Walzen-Gießeinrichtung 1, die Strangführung, die Fördereinrichtung 4 und die Erwärmungseinrichtung 5 unter einer Schutzgasatmosphäre S gehalten.
  • Im Anschluss an die Erwärmungseinrichtung 5 läuft das gegossene Band G in ein Walzgerüst 9 ein, in dem es in einem Stich zu einem Warmband W mit einer Dicke von typischerweise 2,4 - 4,5 mm warmgewalzt wird. Die Warmwalzendtemperatur, mit der das Warmband W das in Förderrichtung F letzte Walzgerüst 9 verlässt, liegt dabei regelmäßig im Bereich von 1000 - 1050 °C. Die über den einen Walzstich erzielten Umformgrade liegen regelmäßig im Bereich von 10 - 30 %.
  • Innerhalb von 10 s nach dem Austritt aus dem Walzgerüst 9 wird das erhaltene Warmband W in einer Kühleinrichtung 10 mit einer Abkühlgeschwindigkeit, die typischerweise 100 - 200 K/s beträgt, auf eine im Bereich von 300 - 400 °C liegende Haspeltemperatur abgekühlt, mit der das Warmband W dann in einer Haspeleinrichtung 11 zu einem Coil C gewickelt wird.
  • An das Haspeln kann sich eine Warmbandglühung in einer hier nicht dargestellten Wärmebehandlungseinrichtung anschließen.
  • In der Fertigungslinie 1 sind in der voranstehend erläuterten Weise vier Warmbänder aus Schmelzen S1 und S2 erzeugt worden, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind.
  • Die aus den Schmelzen S1 und S2 jeweils gegossenen Bänder G sind auf dem Weg zu der Erwärmungseinrichtung 5 mit einer Abkühlrate von jeweils etwa 15 K/s abgekühlt und in der Erwärmungseinrichtung 5 um eine Temperaturerhöhung ΔT auf die jeweilige Warmwalzanfangstemperatur WAT erwärmt und im Warmwalzgerüst 9 in drei Stichen bei einem Gesamtumformgrad ϕg und einer Warmwalzendtemperatur WET zu jeweils einem Warmband W mit einer Dicke dWB warmgewalzt worden. Unmittelbar anschließend sind die Warmbänder W jeweils mit einer Abkühlgeschwindigkeit tk auf die jeweilige Haspeltemperatur HAT abgekühlt worden, mit der sie zu jeweils einem Coil C gehaspelt worden sind. Die bei der Verarbeitung der aus den Stählen S1 und S2 gegossenen Bändern G jeweils gegebenen Parameter ΔT, WAT, WET, ϕg, dW, tk und HAT sind in Tabelle 2 angegeben.
  • Das aus dem Stahl S2 erzeugte Warmband ist nach dem Haspeln zusätzlich in einem Durchlaufglühofen für 120 s einer Warmbandglühung bei 1100 °C unterzogen worden. Auf diese Weise konnten auch bei dem aus diesem Stahl S3 erzeugten Warmband trotz seines besonders hohen C, Mn und Al-Gehalts Oberflächendefekte sicher verhindert werden.
  • In Tabelle 3 sind das Gefüge sowie die mechanischen Eigenschaften Warmbanddicke dWB, Dichte pWB, Dehngrenze Rp0,2, Zugfestigkeit Rm, Dehnung A80, n-Wert und r-Wert der aus den Stählen S1 und S2 erzeugten, durch die hier erläuterte erfindungsgemäße Vorgehensweise erhaltenen Warmbänder angegeben.
    • BEZUGSZEICHEN
    • 1
    Fertigungslinie
    2,3
    Gießwalzen
    4
    Fördereinrichtung
    5
    Erwärmungseinrichtung
    6
    Induktoren
    9
    Walzgerüst
    10
    Kühleinrichtung
    11
    Haspeleinrichtung
    A
    Schutzgasatmosphäre
    C
    Coil
    F
    Förderrichtung
    G
    gegossenes Band
    S
    Schmelze
    U
    Umgebungsatmosphäre
    W
    Warmband
    Tabelle 1
    Stahl C Mn Al ∑ Sonstige
    S1 0,55 18,0 6,0 ≤ 0,14
    S2 1,25 26,0 11,5 ≤ 0,15
    Angaben in Gew.-%,Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
    Tabelle 2
    Stahl ΔT [°C] WAT [°C] WET [°C] ϕg [%] tk [K/s] HAT [°C]
    S1 150 1150 1020 17 200 300
    S2 150 1150 1025 14 200 300
    Tabelle 3
    Stahl Gefüge dWB [mm] ρWB [g/cm3] Rp0,2 [MPa] Rm [MPa] Ag [%] n r
    S1 austenitisch-ferritisch 3,1 7,2 519 761 33,1 0,26 0,90
    S2 austenitisch-ferritisch feine Ausscheidungen von κ-Karbiden 3,0 6,8 680 920 35 0,26 0,76
    n.e. = nicht ermittelt

Claims (13)

  1. Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte:
    - Erschmelzen einer Stahlschmelze (S), die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)
    C: 0,5 - 1,3 %,
    Mn: 18 - 26 %,
    Al : 5,9 - 11,5 %,
    Si: 0,1 - 0,4 %,
    Cr: weniger als 3 %,
    Ni: weniger als 1 %,
    Mo: weniger als 0,5 %,
    N: 0,005 - 0,04 %,
    B: weniger als 0,0050 %,
    Cu: weniger als 1 %
    Nb: weniger als 0,2 %,
    Ti: weniger als 0,3 %,
    V: weniger als 0,3 %,
    Ca: weniger als 0,005 %,
    Zr: weniger als 0,005 %,
    P: 0,01 - 0,03 %,
    S: 0,005 - 0,02 %
    enthält,
    - Vergießen der Stahlschmelze (S) zu einem gegossenen Band (G),
    - Vergießen der Stahlschmelze (S) zu einem gegossenen Band (G),
    - mit einer mindestens 20 K/s betragenden Erwärmungsgeschwindigkeit erfolgendes Erwärmen des gegossenen Bands (G) auf eine 1100 - 1300 °C betragende Warmwalzanfangstemperatur,
    - Warmwalzen des auf die Warmwalzanfangstemperatur erwärmten gegossenen Bands (G) zu einem Warmband (W),
    - innerhalb von 10 s nach dem Warmwalzen einsetzende Abkühlung des Warmbands (W) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 100 K/s auf < 400 °C,
    - Aufwickeln des abgekühlten Warmbands (W) zu einem Coil (C) bei einer Haspeltemperatur von bis zu 400 °C.
  2. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Vergießen der Stahlschmelze zu einem gegossenen Band (G) in einer Zwei-Walzen-Gießmaschine durchgeführt wird.
  3. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Dicke des gegossenen Bands (G) höchstens 5 mm beträgt.
  4. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die beschleunigte Erwärmung auf die Warmwalzanfangstemperatur mittels einer induktiv arbeitenden Erwärmungseinrichtung (5) durchgeführt wird.
  5. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmwalzanfangstemperatur, auf die das gegossene Band (G) erwärmt wird, mindestens 1150 °C beträgt.
  6. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der im Zuge des Warmwalzens erzielte Gesamtumformgrad mindestens 10 %, insbesondere 10 - 20 %, beträgt.
  7. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmwalzendtemperatur des Warmwalzens 1000 - 1050 °C beträgt.
  8. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Warmwalzen in einem Stich durchgeführt wird.
  9. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die beschleunigte Abkühlung des Warmbands (W) innerhalb von 10 s nach dem Ende des Warmwalzens einsetzt.
  10. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass seine vor dem Warmwalzen durchgeführten Arbeitsschritte unter einer Schutzgasatmosphäre (A) durchgeführt werden.
  11. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das erhaltene Warmband (W) einer Warmbandglühung bei einer 900 - 1150 °C betragenden Glühtemperatur unterzogen wird.
  12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass der Al-Gehalt des gegossenen Bands (G)) mindestens 10 Gew.-% beträgt.
  13. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Warmband (W) zu einem Kaltband kaltgewalzt wird.
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