EP2924140A1 - Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten Stahlflachprodukts - Google Patents
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Definitions
- the invention relates to a process for producing a flat steel product with a yield strength of at least 700 MPa and with at least 70% by volume bainitic structure.
- Flat steel products of the type in question are typically rolled products, such as steel strips or sheets, as well as blanks and blanks made therefrom.
- the invention relates to a method for producing high-strength so-called "heavy plates” which have a thickness of at least 3 mm.
- High-strength flat steel products in particular in the field of commercial vehicle construction an increasing importance, as they reduce the dead weight of the vehicle and a Increase the payload.
- a low weight not only contributes to the optimal use of the technical performance of the respective drive unit, but also supports resource efficiency, cost optimization and climate protection.
- a significant reduction in the dead weight of steel sheet constructions can be achieved by increasing the mechanical properties, in particular the strength of each processed flat steel product.
- modern toughened steel products intended for commercial vehicle construction are also expected to have good toughness properties, good brittle fracture resistance behavior and optimum suitability for cold forming and welding.
- the steel slab After pouring and solidification of the melt in the known method, the steel slab is reheated to a temperature range whose lower limit is determined depending on the C and Nb contents of each potted steel and whose upper limit is 1170 ° C. Subsequently, the reheated slab is pre-rolled at a final temperature which is 1080-1150 ° C. After a pause of 30-150 seconds, during which the pre-rolled slab is maintained at 1000-1080 ° C, the pre-rolled slab is then hot-rolled to a hot-rolled strip. The degree of deformation of the last pass of the hot rolling should be 3 - 15%.
- the hot rolling is completed at a hot rolling end temperature which is at least the Ar3 temperature of the processed steel and is at most 950 ° C.
- the hot strip obtained is cooled at a cooling rate of more than 15 ° C / s to a coiling temperature of 450 - 550 ° C, where it is coiled into a coil.
- the grain boundary density of the carbon present in solid solution should be 1 - 4.5 atoms / nm 2 and the size of the grains of cement precipitated at the grain boundaries should not be more than 1 ⁇ m.
- the flat steel products produced in this way and produced by the known method should have tensile strengths of more than 780 MPa and have yield strengths of up to 726 MPa at sufficiently high-dose alloy contents.
- the hot strip produced in the known manner should have a combination of properties which is particularly suitable for use in automobile construction. Optimum surface finish is achieved by limiting the reheat temperature to which the slab is heated prior to hot rolling to the above-mentioned temperature range and thus avoiding excessive scale formation which would be incorporated into the hot strip surface during hot rolling.
- the object of the invention was to provide a method with which high-strength steel sheets can be produced in a practical manner with mechanical properties optimized with regard to use in automobile construction and with an equally optimized surface finish.
- the method according to the invention is based on a steel alloy whose alloying constituents and alloy contents are matched to one another within narrow limits in such a way that maximized mechanical properties and optimized surface textures are achieved in a procedure which must be carried out safely.
- Cu, Ni, V, Mo and Sb occur as accompanying elements, which enter the steel processed according to the invention as a technically unavoidable impurity in the steelmaking process. Their contents are limited to amounts which are ineffective in relation to the properties of the steel processed according to the invention.
- the Cu content is limited to max. 0.12 wt .-%, the Ni content to less than 0.1 wt%, the V content to at most 0.01 wt .-%, the Mo content to less than 0.004 wt .-%, and the Sb content is also limited to less than 0.004 wt%.
- the slab After the slab has been cast, it is reheated to an austenitizing temperature which is 1200-1300 ° C.
- the upper limit of the temperature range to which the slab is heated to austenitise should not be exceeded in order to avoid coarsening of the austenite grain and increased scale formation.
- the rewarming temperature range of 1200 - 1300 ° C does not yet result in the increased formation of Rotzunder that would reduce the surface quality of the steel flat product produced according to the invention.
- Rotzunder forms in the processing of composite slabs according to the invention exclusively during the hot rolling process (steps d), e) of the method), if after reheating too much primary scale on the slab surface is present.
- the lower limit of the rewarming temperature is fixed in such a way that, with a uniform temperature distribution, the desired homogenisation of the Structure is guaranteed. From this temperature, a largely complete dissolution of the coarse Ti and Nb carbonitride precipitates present in the respective slab begins in the austenite.
- fine Ti or Nb carbonitride precipitations may then be newly formed which, as explained, make a significant contribution to increasing the strength properties. In this way, it is ensured that the flat steel products produced and assembled according to the invention regularly have a minimum yield strength of 700 MPa.
- the reheating temperature during austenitisation of the respective slab is at least 1200 ° C., in order to achieve the desired effect of the most complete possible dissolution of the TiC and NbC precipitates.
- the austenitizing temperature is below 1200 ° C.
- the amount of carbide precipitates of Ti and Nb dissolved in austenite is so small that the effects used according to the invention do not occur.
- a rewarming temperature below 1200 ° C. would therefore result in the processing of flat steel products which are composed according to the alloy selection optimized according to the invention, that the required strength properties are not achieved.
- the most complete possible dissolution of the TiC and NbC precipitates can be ensured with particular certainty if the reheating temperature is at least 1250 ° C.
- a flat steel product meeting the highest quality requirements for its surface finish can be produced by completely removing the scale present on the slab before rough rolling. This can be done by completely descaling the slab surface after the furnace discharge and, if possible, immediately before the rough rolling. For this purpose, the slab can go through a conventional scale scrubber.
- the time t_1 In order to produce a flat steel product with optimized surface finish, the time t_1, the transfer of the slab from the workstation ("reheating (step c)") or the optional "post-reheating” removal of the primary scale (step c ') "to start of finish hot rolling (step e)) is required, limited to a maximum of 300 s. This optimally includes pre-rolling. In such a short transfer time, only such a small amount of primary scale is newly formed that the red scale forming therefrom during hot rolling is harmless to the quality of the surface of the flat steel product obtained after hot rolling. In the case that descaling is carried out before roughing, the transport time between the descaling unit and the roughing stand should not exceed 30 s. With such a short transport time, no or at most a harmless thin oxide layer can thus form on the previously descaled slab.
- step d the respectively processed slab is pre-rolled at a rough rolling temperature of 950-1250 ° C.
- the total reduction achieved during roughing is at least 50%.
- the lower limit of the predetermined for the rough rolling temperature range and the minimum value of the total stitch decrease ⁇ hv are set so that the recrystallization processes in the respective pre-rolled slab can run completely. In this way, the formation of a fine-grained austenitic structure is ensured before the finish rolling, whereby optimized toughness and elongation at break properties of the steel flat product produced according to the invention are achieved.
- the dwell and pause time t_2 between rough rolling and finish rolling is limited to 50 seconds to avoid undesirable austenite grain growth.
- Pre-rolling is followed, in step e), by hot rolling of the pre-rolled slab into a hot-rolled flat steel product having a hot strip thickness of typically 3-15 mm.
- Flat steel products with such thicknesses are also referred to in the jargon as "heavy plate”.
- the final temperature of hot rolling is 800 - 880 ° C.
- the comparatively low hot rolling end temperature enhances the effect of hot rolling.
- the structure of the hot strip obtained is dislocation rich austenite. After intensive cooling (step f)), this transforms to a dislocated, finely structured bainite, so that the yield strength is increased.
- the upper limit of the range of the hot rolling finish temperature is set so that no recrystallization of the austenite takes place during rolling in the hot rolling finishing line. This also contributes to the expression of a fine-grained structure.
- the lower limit temperature is at least 800 ° C, so that no ferrite forms during rolling.
- the cooling break after hot rolling is at most 10 seconds to prevent undesirable microstructural changes between hot rolling and controlled accelerated cooling.
- the choice of reel temperature has a decisive influence on precipitation hardening.
- the reel temperature range according to the invention is chosen so that it is on the one hand below the Bainitstarttemperatur, on the other hand in the excretion maximum for the formation of Karbonitridausscheidungen.
- a reel temperature which is too low would mean that the precipitation potential would no longer be usable and thus the required minimum yield strength would no longer be reached.
- the cooling conditions are inventively chosen so that the hot rolled flat steel product immediately before reeling a bainitic structure having a phase content of at least 70 vol .-%. Another Bainit Bear then runs off in the reel.
- the microstructure of the hot-rolled flat steel product produced according to the invention after coiling, consists entirely of bainite in the technical sense. This is achieved by observing the inventively predetermined range of reel temperature.
- the high cooling rate avoids the formation of unwanted phase components.
- the cooling rate of the cooling after hot rolling can be limited to 150 K / s.
- the yield strength of the hot-rolled flat steel products produced according to the invention in the manner explained above is reliably 700-850 MPa. Their elongation at break is in each case at least 12%. Equally regularly, steel flat products according to the invention achieve tensile strengths of 750-950 MPa.
- the notched impact work determined for products according to the invention is in the range from 50 to 110 J at -20 ° C. and in the range from 30 to 110 J at -40 ° C.
- Steel flat products produced according to the invention have a fine-grained structure with a mean grain size of at most 20 ⁇ m, in order to achieve good elongation at break and toughness.
- the abovementioned properties are present in a hot-rolled flat steel product in the rolling state after reeling.
- a further heat treatment for the adjustment or expression of certain important properties for the intended use as a high-strength sheet in commercial vehicle construction is not necessary.
- the reheated slabs have been transported in less than 30 s to a scale washer in which the primary scale adhering to them has been removed from the slabs.
- the slabs emerging from the scale scrubber have then been transported to a roughing stand, where they have been pre-rolled with a rough-rolling temperature TVW and a total reduction in stitches ⁇ hv over the rough-rolling.
- the pre-rolled slabs were finished hot rolled in a finished hot rolling mill to hot strip with a thickness of BD and a width BB.
- the hot rolling has been completed with a total decrease in the finished heat transfer scale ⁇ hf at a hot rolling end temperature TEW.
- the finished hot-rolled flat steel product leaving the last stand has been cooled to a coiling temperature HT by intensive cooling with water at a cooling rate dT of 50-120 K / s , To After cooling, the steel flat products already contained at least 70% by volume bainitic structure.
- the tensile tests for determining the yield strength ReH, the tensile strength Rm and the elongation at break A were carried out according to DIN EN ISO 6892-1 on longitudinal samples of the hot strips.
- the notched bar impact tests to determine the impact energy Av at -20 ° C and -40 ° C and -60 ° C were carried out on longitudinal samples according to DIN EN ISO 148-1.
- the structural investigations were carried out by light microscope and scanning electron microscope. For this purpose, the samples were taken from a quarter of the bandwidth, prepared as a longitudinal section and etched with Nital (ie alcoholic nitric acid containing a proportion of 3% by volume of nitric acid) or sodium disulfite.
- Nital ie alcoholic nitric acid containing a proportion of 3% by volume of nitric acid
- the determination of the structural components was carried out by means of area analysis in sample position 1/3 sheet thickness, as in H. Schumann and H. Oettel "Metallography” 14th edition, 2005 WILEY-VCH Verlag GmbH & Co. KGaA , Weinheim described.
- the mechanical properties and the structural constituents of the hot strips produced according to the invention are given in Table 3.
- the band sheets produced according to the method of the present invention have high strength properties with good toughness properties and good elongation at break.
- the yield strengths of the hot strips produced in the above manner are between 700 MPa and 790 MPa.
- the elongation at break is at least 12%% and the tensile strength 750-880 MPa.
- the notch impact work at -20 ° C is in the range 60 to 100 J.
- the notch impact work is 40 to 75 J and at -60 ° C, the notch impact work at 30 - 70 J.
- Table 1 stolen C Si Mn P S al N Cr Nb B Ti Cu Ni V Not a word sb A 0,060 0.42 1.77 0,012 0.0010 0.034 0.0046 0.04 0.062 0.0020 0,110 0.02 0.03 0,010 0,004 0,004 B 0.053 0.49 1.75 0,015 0.0014 0.034 0.0049 0.06 0.066 0.0020 0.091 0.02 0.03 0.005 0,004 0,004 C 0,061 0.22 1.79 0,014 0.0021 0,050 0.0047 0.04 0.063 0.0019 0.097 0.02 0.02 0,003 0,004 0,004 D 0,065 0.20 1.8 0,014 0.0021 0,040 0.0047 0.04 0,065 0.0005 0,110 0.02 0.02 0,003 0,004 0,004 e 0,070 0.03 1.89 0.011 0.0014 0,042 0.0051 0.04 0,060 0.0005 0.130 0.02 0.03 0,008 0,004 0,004 Data in wt .-%,
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Abstract
Description
- Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts mit einer Streckgrenze von mindestens 700 MPa und mit einem zu mindestens 70 Vol.-% bainitischen Gefüge.
- Bei Stahlflachprodukten der hier in Rede stehenden Art handelt es sich typischerweise um Walzprodukte, wie Stahlbänder oder Bleche sowie daraus hergestellte Zuschnitte und Platinen.
- Insbesondere betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten so genannten "Grobblechen", die eine Dicke von mindestens 3 mm besitzen.
- Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen.
- Hochfeste Stahlflachprodukte haben insbesondere im Bereich des Nutzfahrzeugbaus eine wachsende Bedeutung, da sie eine Reduzierung des Eigengewichts des Fahrzeugs und eine Steigerung der Nutzlast ermöglichen. Ein geringes Gewicht trägt nicht nur zur optimalen Nutzung der technischen Leistungsfähigkeit des jeweiligen Antriebsaggregats bei, sondern unterstützt die Ressourceneffizienz, Kostenoptimierung und den Klimaschutz.
- Eine entscheidende Reduzierung des Eigengewichts von Stahlblechkonstruktionen kann durch eine Steigerung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der Festigkeit des jeweils verarbeiteten Stahlflachprodukts erreicht werden. Neben einer hohen Festigkeit werden von modernen, für den Nutzfahrzeugbau vorgesehenen Stahlflachprodukten aber auch gute Zähigkeitseigenschaften, ein gutes Sprödbruchwiderstandsverhalten sowie eine optimale Eignung zum Kaltumformen und Schweißen erwartet.
- Es ist bekannt, dass diese Eigenschaftskombination durch Wahl eines geeigneten Legierungskonzepts und ein spezielles Herstellverfahren erreicht werden kann. Bei konventionellen Verfahren zum Herstellen hochfester Grobbleche mit einer Mindeststreckgrenze von 700 MPa wird wie folgt vorgegangen. Zunächst werden die Brammen warmgewalzt und nach dem Walzen an Luft abgekühlt. Danach werden die Bleche wiedererwärmt, gehärtet und einer Anlassbehandlung unterzogen. Der Prozess enthält also mehrere Stufen, um die mechanischen Eigenschaften zu erreichen. Die Vielzahl der damit verbundenen Herstellschritte führt zu vergleichbar hohen Herstellkosten. Auch ist eine exakte Verfahrensführung erforderlich, um die gewünschten Zähigkeitseigenschaften und Oberflächenqualitäten zu erreichen.
- Aus der
EP 2 130 938 A1 ist ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachprodukts bekannt, bei dem eine Schmelze zu Brammen vergossen wird, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,01 - 0,1 Gew.-% C, 0,01 - 0,1 Gew.-% Si, 0,1 - 3 Gew.-% Mn, nicht mehr als 0,1 Gew.-% P, nicht mehr als 0,03 Gew.-% S, 0,001 - 1 Gew.-% Al, nicht mehr als 0,01 Gew.-% N, 0,005 - 0,08 Gew.-% Nb und 0,001 bis 0,2 Gew.-% Ti enthält, wobei für den jeweiligen Nb-Gehalt %Nb und den jeweiligen C-Gehalt %C gilt: %Nb x %C ≤ 4.34 x 10-3. - Nach dem Abgießen und Erstarren der Schmelze wird bei dem bekannten Verfahren die Stahlbramme bis in einen Temperaturbereich wiedererwärmt, dessen Untergrenze in Abhängigkeit der C- und Nb-Gehalte des jeweils vergossenen Stahls bestimmt wird und dessen Obergrenze 1170 °C beträgt. Anschließend wird die wiedererwärmte Bramme bei einer Endtemperatur vorgewalzt, die 1080 - 1150 °C beträgt. Nach einer 30 - 150 Sekunden betragenden Pause, bei der die vorgewalzte Bramme bei 1000 - 1080°C gehalten wird, wird die vorgewalzte Bramme dann zu einem Warmband fertig warmgewalzt. Der Umformgrad des letzten Stichs des Warmwalzens soll 3 - 15 % betragen.
- Gemäß dem bekannten Verfahren wird das Warmwalzen bei einer Warmwalzendtemperatur beendet, die mindestens der Ar3-Temperatur des verarbeiteten Stahls entspricht und höchstens 950 °C beträgt. Nach dem Ende des Warmwalzens wird das erhaltene Warmband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mehr als 15 °C/s auf eine Haspeltemperatur von 450 - 550 °C abgekühlt, bei der es zu einem Coil gehaspelt wird.
- Im so erzeugten Warmband soll die Korngrenzdichte des in fester Lösung vorliegenden Kohlenstoffs 1 - 4,5 Atome/nm2 und die Größe der an den Korngrenzen ausgeschiedenen Zementitkörner nicht mehr als 1 µm betragen. Die in dieser Weise beschaffenen und nach dem bekannten Verfahren hergestellten Stahlflachprodukte sollen bei ausreichend hoch dosierten Legierungsgehalten Zugfestigkeiten von mehr als 780 MPa aufweisen und Streckgrenzen besitzen, die bis zu 726 MPa betragen. Auf diese Weise soll das in der bekannten Weise erzeugte Warmband eine für die Verwendung im Automobilbau besonders geeignete Eigenschaftskombination aufweisen. Eine optimale Oberflächenbeschaffenheit soll dabei dadurch erreicht werden, dass die Wiedererwärmungstemperatur, auf die die Bramme vor dem Warmwalzen erwärmt wird, auf den oben genannten Temperaturbereich beschränkt und so eine übermäßige Bildung von Zunder, der beim Warmwalzen in die Warmbandoberfläche eingearbeitet würde, vermieden wird.
- Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Verfahren anzugeben, mit dem sich hochfeste Stahlbleche mit im Hinblick auf die Verwendung im Automobilbau optimierten mechanischen Eigenschaften und einer ebenso optimierten Oberflächenbeschaffenheit praxisgerecht herstellen lassen.
- Die Erfindung löst diese Aufgabe durch das in Anspruch 1 angegebene Verfahren.
- Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
- Dementsprechend umfasst ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts mit einer Streckgrenze von mindestens 700 MPa und mit einem zu mindestens 70 Vol.-% bainitischen Gefüge folgende Arbeitsschritte:
- a) Erschmelzen einer Stahlschmelze, die (in Gew.-%) aus
- C: 0,05 - 0,08 %,
- Si: 0,015 - 0,500 %,
- Mn: 1,60 - 2,00 %,
- P: bis zu 0,025 %,
- S: bis zu 0,010 %,
- Al: 0,020 - 0,050 %,
- N: bis zu 0,006 %,
- Cr: bis zu 0,40 %,
- Nb: 0, 060 - 0,070 %,
- B: 0,0005 - 0,0025 %,
- Ti: 0,090 - 0,130 %,
- sowie aus technisch unvermeidbaren Verunreinigungen, zu denen bis zu 0,12 % Cu, bis zu 0,100 % Ni, bis zu 0,010 % V, bis zu 0,004 % Mo und bis zu 0,004 % Sb gehören, und
- als Rest aus Eisen
- b) Vergießen der Schmelze zu einer Bramme;
- c) Wiedererwärmen der Bramme auf eine Wiedererwärmungstemperatur von 1200 - 1300 °C;
- d) Vorwalzen der Bramme bei einer 950 - 1250 °C betragenden Vorwalztemperatur und einer über das Vorwalzen erzielten Gesamtstichabnahme von mindestens 50 %;
- e) Fertigwarmwalzen der vorgewalzten Bramme, wobei das Fertigwarmwalzen bei einer Warmwalzendtemperatur von 800 - 880 °C beendet wird;
- f) innerhalb von höchstens 10 s nach dem Fertigwarmwalzen einsetzendes intensives Kühlen des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 40 K/s auf eine 550 - 620 °C betragende Haspeltemperatur;
- g) Haspeln des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts.
- Dem erfindungsgemäßen Verfahren liegt eine Stahllegierung zu Grunde, deren Legierungsbestandteile und Legierungsgehalte in engen Grenzen so aufeinander abgestimmt sind, dass bei einer betriebssicher durchzuführenden Verfahrensweise jeweils maximierte mechanische Eigenschaften und optimierte Oberflächenbeschaffenheiten erzielt werden.
- Wie nachfolgend erläutert, sind Legierungsbestandteile und Legierungsgehalte der erfindungsgemäß im Arbeitsschritt a) erschmolzenen Stahllegierung so ausgewählt, dass sich bei Einhaltung der erfindungsgemäß vorgegebenen Arbeitsschritte zuverlässig ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Eigenschaftskombination erzeugen lässt, die es für die Verwendung im Stahlleichtbau, insbesondere im Bereich des Nutzfahrzeugbaus, besonders geeignet macht:
- C:
- Der Kohlenstoffgehalt des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls beträgt 0,05 - 0,08 Gew.-%. Um die gewünschten Festigkeitseigenschaften zu erreichen, ist ein C-Gehalt von wenigstens 0,05 Gew.-% erforderlich. Falls jedoch der Kohlenstoffgehalt zu hoch ist, werden die Zähigkeitseigenschaften bzw. die Schweißbarkeit und die Umformbarkeit des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls beeinträchtigt. Aus diesem Grund ist der Kohlenstoffgehalt auf höchstens 0,08 Gew.-% begrenzt.
- Si:
- Silizium wird bei dem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl als Desoxidationsmittel sowie zum Verbessern der Festigkeitseigenschaften eingesetzt. Wenn jedoch der Siliziumgehalt zu hoch ist, werden die Zähigkeitseigenschaften, insbesondere die Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone von Schweißverbindungen, stark beeinträchtigt. Aus diesem Grund soll der Siliziumgehalt des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls 0,50 Gew.-% nicht überschreiten. Zur sicheren Vermeidung von Störungen der Oberflächenqualität kann der Siliziumgehalt auf max. 0,25 Gew.-% beschränkt werden.
- Mn:
- Mangan wird zur Einstellung der gewünschten Festigkeitseigenschaften bei guten Zähigkeitseigenschaften dem erfindungsgemäß verwendeten Stahl in Gehalten von 1,6 - 2,0 Gew.-% zugegeben. Wenn der Mangangehalt weniger als 1,60 Gew.-% beträgt, werden die geforderten Festigkeitseigenschaften nicht mit der ausreichenden Sicherheit erreicht. Durch die Beschränkung des Mn-Gehalts auf max. 2,00 Gew.-% wird eine Verschlechterung der Schweißbarkeit, der Zähigkeitseigenschaften, der Umformbarkeit und des Seigerungsverhaltens vermieden.
- P:
- Das Begleitelement Phosphor verschlechtert die Kerbschlagarbeit und die Umformbarkeit. Der Phosphorgehalt soll daher die Obergrenze von 0,025 Gew.-% nicht überschreiten. Optimaler Weise ist der P-Gehalt auf weniger als 0,015 Gew.-% beschränkt.
- S:
- Schwefel verschlechtert die Kerbschlagarbeit und die Umformbarkeit eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls infolge von MnS-Bildung. Aus diesem Grund darf der S-Gehalt eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls höchstens 0,010 Gew.-% betragen. Ein derart niedriger Schwefelgehalt kann in an sich bekannter Weise z. B. durch eine CaSi-Behandlung erzielt werden. Um die negativen Einflüsse von Schwefel auf die Eigenschaften des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls sicher auszuschließen, kann der S-Gehalt auf max. 0,003 Gew.-% beschränkt sein.
- Al:
- Aluminium wird ebenfalls als Desoxidationsmittel verwendet und behindert infolge von AlN-Bildung die Vergröberung des Austenitkorns beim Austenitisieren. Liegt der Aluminiumgehalt unter 0,020 Gew.-%, laufen die Desoxidationsprozesse nicht vollständig ab. Übersteigt der Aluminiumgehalt jedoch die Obergrenze von 0,050 Gew.-%, so können sich Al2O3-Einschlüsse bilden. Diese wirken sich negativ auf den Reinheitsgrad und die Zähigkeitseigenschaften aus.
- N:
- Das Begleitelement Stickstoff bildet mit Aluminium AlN oder mit Titan TiN. Wenn jedoch der Stickstoffgehalt zu hoch ist, werden die Zähigkeitseigenschaften verschlechtert. Um dies zu verhindern, ist bei einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl die Obergrenze für den Stickstoff-Gehalt auf 0,006 Gew.-% festgesetzt.
- Cr:
- Chrom kann einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl optional zugegeben sein, um seine Festigkeitseigenschaften zu verbessern. Wenn der Chromgehalt zu hoch ist, werden allerdings die Schweißbarkeit und Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone negativ beeinflusst. Daher ist bei einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl die obere Grenze für den Chromgehalt auf 0,40 Gew.-% festgesetzt.
- Nb:
- Niob ist in einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl enthalten, um die Festigkeitseigenschaften durch Kornfeinung der Austenitstruktur beim temperaturgesteuerten Walzen bzw. durch Ausscheidungshärtung beim Haspeln zu unterstützen. Hierzu sind im erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl 0,060 - 0,070 Gew.-% Nb vorhanden. Liegt der Niobgehalt unterhalb dieses Bereichs, werden die Festigkeitseigenschaften nicht erreicht. Liegt der Nb-Gehalt über der Obergrenze dieses Bereichs, verschlechtert sich die Schweißbarkeit und die Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone einer Schweißung.
- B:
- Der Borgehalt eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls beträgt 0,0005 - 0,0025 Gew.-%. B wird zur Unterstützung der Festigkeitseigenschaften und zur Verbesserung der Härtbarkeit verwendet. Zu hohe Borgehalte verschlechtern jedoch die Zähigkeitseigenschaften.
- Ti:
- Titan trägt ebenfalls zur Verbesserung der Festigkeitseigenschaften durch Verhinderung des Kornwachstums beim Austenitisieren bzw. durch Ausscheidungshärtung beim Haspeln bei. Um dies zu gewährleisten, betragen die Ti-Gehalte eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls 0,09 - 0,13 Gew.-%. Liegt der Titangehalt unter 0,09 Gew.-%, werden die erfindungsgemäß angestrebten Festigkeitswerte nicht erreicht. Wird die Obergrenze des vorgegebenen Ti-Gehaltsbereichs überschritten, verschlechtern sich die Schweißbarkeit und die Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone einer Schweißung.
- Cu, Ni, V, Mo und Sb treten als Begleitelemente auf, die als technisch unvermeidbare Verunreinigung im Prozess der Stahlerzeugung in den erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl gelangen. Ihre Gehalte sind auf Mengen beschränkt, die in Bezug auf die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschafen des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls unwirksam sind. Dazu ist der Cu-Gehalt auf max. 0,12 Gew.-%, der Ni-Gehalt auf weniger als 0,1 Gew-%, der V-Gehalt auf höchstens 0,01 Gew.-%, der Mo-Gehalt auf weniger als 0,004 Gew.-% und der Sb-Gehalt ebenfalls auf weniger als 0,004 Gew.-% beschränkt.
-
- %C = jeweiliger C-Gehalt in Gew.-%,
- %Mn = jeweiliger Mn-Gehalt in Gew.-%,
- %Cr = jeweiliger Cr-Gehalt in Gew.-%,
- %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt in Gew.-%,
- %V = jeweiliger V-Gehalt in Gew.-%,
- %Cu = jeweiliger Cu-Gehalt in Gew.-%,
- %Ni = jeweiliger Ni-Gehalt in Gew.-%,
- Nach dem Gießen der Bramme wird auf eine Austenitisierungstemperatur wiedererwärmt, die 1200 - 1300 °C beträgt. Der obere Grenzwert des Temperaturbereichs, auf den die Bramme zur Austenitisierung erwärmt wird, sollte nicht überschritten werden, um eine Vergröberung des Austenitkorns und eine vermehrte Zunderbildung zu vermeiden. Im erfindungsgemäß vorgegebenen Bereich der Wiedererwärmungstemperatur von 1200 - 1300 °C kommt es noch nicht zur erhöhten Bildung von Rotzunder, der die Oberflächenqualität des erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts mindern würde. Rotzunder bildet sich bei der Verarbeitung erfindungsgemäß zusammengesetzter Brammen ausschließlich beim Warmwalzvorgang (Arbeitsschritte d), e) des erfindungsgemäßen Verfahrens), wenn nach der Wiedererwärmung zu viel Primärzunder auf der Brammenoberfläche vorhanden ist.
- Der untere Grenzwert der Wiedererwärmungstemperatur ist dagegen so festgesetzt, dass bei gleichmäßiger Temperaturverteilung die angestrebte Homogenisierung des Gefüges gewährleistet ist. Ab dieser Temperatur setzt eine weitestgehend vollständige Auflösung der in der jeweiligen Bramme vorhandenen groben Ti- und Nb-Karbonitridausscheidungen im Austenit ein. Beim abschließenden Haspeln des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts (Arbeitsschritt g) des erfindungsgemäßen Verfahrens) können sich dann feine Ti-oder Nb-Karbonitridausscheidungen neu bilden, die, wie erläutert, einen wesentlichen Beitrag zur Erhöhung der Festigkeitseigenschaften leisten. Auf diesem Wege ist gewährleistet, dass die erfindungsgemäß erzeugten und zusammengesetzten Stahlflachprodukte regelmäßig eine Mindeststreckgrenze von 700 MPa besitzen.
- Erfindungsgemäß beträgt die Wiedererwärmungstemperatur bei der Austenitisierung der jeweiligen Bramme mindestens 1200 °C, um den angestrebten Effekt der möglichst vollständigen Auflösung der TiC- und NbC-Ausscheidungen zu erreichen. Bei einer unter 1200 °C liegenden Austenitisierungstemperatur ist die Menge der im Austenit gelösten Karbidausscheidungen von Ti und Nb dagegen so gering, dass die erfindungsgemäß genutzten Effekte nicht eintreten. Eine unterhalb von 1200 °C liegende Wiedererwärmungstemperatur hätte daher bei der Verarbeitung von Stahlflachprodukten, die aus entsprechend der erfindungsgemäß optimierten Legierungsauswahl zusammengesetzt sind, zur Folge, dass die geforderten Festigkeitseigenschaften nicht erreicht werden. Besonders sicher lässt sich die möglichst vollständige Auflösung der TiC- und NbC-Ausscheidungen dann gewährleisten, wenn die Wiedererwärmungstemperatur mindestens 1250 °C beträgt.
- Ein Stahlflachprodukt, das höchste Qualitätsanforderungen an seine Oberflächenbeschaffenheit erfüllt, kann dadurch erzeugt werden, dass vor dem Vorwalzen der auf der Bramme vorhandene Zunder vollständig entfernt wird. Dies kann dadurch geschehen, dass die Brammenoberfläche nach dem Ofenaustrag und möglichst unmittelbar vor dem Vorwalzen vollständig entzundert wird. Hierzu kann die Bramme einen konventionellen Zunderwäscher durchlaufen.
- Zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts mit optimierter Oberflächenbeschaffenheit kann die Zeit t_1, die der Transfer der Bramme von der Arbeitsstation ("Wiedererwärmung (Arbeitsschritt c)") oder der optional nach dem Wiedererwärmen durchlaufenen "Entfernung des Primärzunders (Arbeitsschritt c')") bis zum Beginn des Fertigwarmwalzens (Arbeitsschritt e)) benötigt, auf maximal 300 s beschränkt werden. Dies schließt optimaler Weise das Vorwalzen ein. In einer so kurzen Transferzeit wird nur eine so geringe Menge an Primärzunder neu gebildet, dass der sich daraus beim Warmwalzen bildende Rotzunder für die Qualität der Oberfläche des nach dem Warmwalzen erhaltenen Stahlflachprodukts unschädlich ist. Im Fall, dass eine Entzunderung vor dem Vorwalzen durchgeführt wird, sollte die Transportdauer zwischen dem Entzunderungsaggregat und zum Vorwalzgerüst maximal 30 s betragen. Bei einer so kurzen Transportdauer kann sich somit keine oder allenfalls eine unschädliche dünne Oxidschicht auf der zuvor entzunderten Bramme bilden.
- Im Arbeitsschritt d) wird die jeweils verarbeitete Bramme bei einer Vorwalztemperatur von 950 - 1250 °C vorgewalzt. Die beim Vorwalzen erzielte Stichabnahme beträgt insgesamt mindestens 50 %. Als gesamte Stichabnahme Δhv ist dabei das aus der Differenz der Dicken der Bramme vor (Dicke dVv) und nach (Dicke dNv) dem Vorwalzen und der Dicke dVv der Bramme vor dem Vorwalzen gebildete Verhältnis bezeichnet (Δhv [%]=(dVv-dNv)/dVv x 100 %).
- Die untere Grenze des für die Vorwalztemperatur vorgegebenen Bereichs und der Mindestwert der Gesamtstichabnahme Δhv sind dabei so festgesetzt, dass die Rekristallisationsvorgänge in der jeweils vorgewalzten Bramme vollständig ablaufen können. Auf diese Weise ist die Entstehung eines feinkörnigen austenitischen Gefüges vor dem Fertigwalzen gewährleistet, wodurch optimierte Zähigkeits- und Bruchdehnungseigenschaften des erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts erreicht werden.
- Die Verweil- und Pausenzeit t_2 zwischen dem Vorwalzen und dem Fertigwalzen ist auf 50 s beschränkt, um ein unerwünschtes Austenitkornwachstum zu vermeiden.
- Auf das Vorwalzen folgt im Arbeitsschritt e) das Warmwalzen der vorgewalzten Bramme zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mit einer Warmbanddicke, die typischerweise 3 - 15 mm beträgt. Stahlflachprodukte mit solchen Dicken werden in der Fachsprache auch als "Grobblech" bezeichnet.
- Die Endtemperatur des Warmwalzens liegt dabei bei 800 - 880 °C. Durch Einhaltung dieses Warmwalz-Endtemperaturbereichs wird ein stark gestrecktes Austenitkorn im Gefüge des erhaltenen Warmbands erreicht.
- Durch die vergleichbar niedrige Warmwalz-Endtemperatur wird der Effekt des Warmwalzens verstärkt. Im Gefüge des erhaltenen Warmbands ist versetzungsreicher Austenit vorhanden. Dieser wandelt sich nach einer Intensivkühlung (Arbeitsschritt f)) zu einem versetzungsreichen, feinstrukturierten Bainit um, so dass die Streckgrenze angehoben wird. Die obere Grenze des Bereichs der Warmwalz-Endtemperatur ist so festgesetzt, dass keine Rekristallisation des Austenits beim Walzen in der Warmwalzfertigstraße stattfindet. Auch dies trägt zur Ausprägung eines feinkörnigen Gefüges bei. Die untere Grenztemperatur beträgt mindestens 800 °C, damit sich kein Ferrit beim Walzen bildet.
- Die beim Fertigwalzen erzielte Stichabnahme Δhf beträgt insgesamt mindestens 70 %, wobei hier die Stichabnahme Δhf nach der Formel Δhf = (dVf-dNf)/dVf x 100 % (mit dVf = Dicke des Walzguts beim Einlauf in die Fertigwarmwalzstaffel und dNf = Dicke des Walzguts am Auslauf der Fertigwarmwalzstaffel) berechnet wird. Durch die hohe Stichabnahme Δhf findet die Phasenumwandlung aus stark umgeformtem Austenit statt. Dies wirkt sich positiv auf die Feinkörnigkeit aus, so dass im Gefüge des erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts geringe Korngrößen vorliegen.
- Nachdem das fertig warmgewalzte Stahlflachprodukt aus dem letzten Gerüst der Fertigwarmwalzstraße ausgetreten ist, setzt innerhalb von höchstens 10 s eine intensive Abkühlung ein, bei der das warmgewalzte Stahlflachprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit dT von mindestens 40 K/s auf eine Haspeltemperatur von 550 - 620 °C abgekühlt wird.
- Die Kühlpause nach dem Warmwalzen beträgt höchstens 10 s, um zu verhindern, dass es zwischen Warmwalzen und gesteuertem beschleunigten Abkühlen zu unerwünschten Gefügeveränderungen kommt.
- Durch Einhaltung des erfindungsgemäß vorgegebenen Bereichs der Haspeltemperatur werden die Voraussetzungen für die Bildung eines bainitischen Gefüges des erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts geschaffen.
- Gleichzeitig hat die Wahl der Haspeltemperatur entscheidenden Einfluss auf die Ausscheidungshärtung. Dazu ist der Haspeltemperaturbereich erfindungsgemäß so gewählt, dass er einerseits unterhalb der Bainitstarttemperatur, anderseits im Ausscheidungsmaximum für die Bildung von Karbonitridausscheidungen liegt. Eine zu tiefe Haspeltemperatur würde jedoch dazu führen, dass das Ausscheidungspotenzial nicht mehr nutzbar wäre und somit die geforderte Mindeststreckgrenze nicht mehr erreicht würde. Die Abkühlbedingungen sind dabei erfindungsgemäß so gewählt, dass das warmgewalzte Stahlflachprodukt unmittelbar vor dem Haspeln ein bainitisches Gefüge mit einem Phasenanteil von mindestens 70 Vol.-% aufweist. Eine weitere Bainitbildung läuft dann im Haspel ab. Im Hinblick auf die geforderte Eigenschaftskombination optimal erweist es sich dabei, wenn das Gefüge des erfindungsgemäß erzeugten warmgewalzten Stahlflachprodukts nach dem Haspeln im technischen Sinne vollständig aus Bainit besteht. Dies wird durch Einhaltung des erfindungsgemäß vorgegebenen Bereichs der Haspeltemperatur erreicht.
- Durch die hohe Abkühlgeschwindigkeit wird die Bildung von unerwünschten Phasenbestandteilen vermieden. Um dabei ein optimal planes Stahlflachprodukt zu erhalten, kann die Abkühlgeschwindigkeit der Abkühlung nach dem Warmwalzen auf 150 K/s beschränkt werden.
- Die Streckgrenze der in der voranstehend erläuterten Weise erfindungsgemäß erzeugten warmgewalzten Stahlflachprodukte beträgt zuverlässig 700 - 850 MPa. Ihre Bruchdehnung liegt dabei jeweils bei mindestens 12 %. Genauso regelmäßig erreichen erfindungsgemäße Stahlflachprodukte Zugfestigkeiten von 750 - 950 MPa. Die für erfindungsgemäße Produkte ermittelte Kerbschlagarbeit liegt bei -20 °C im Bereich von 50 - 110 J und bei -40 °C im Bereich von 30 - 110 J.
- Erfindungsgemäß erzeugte Stahlflachprodukte weisen ein feinkörniges Gefüge mit einer mittleren Korngröße von höchstens 20 µm auf, um eine gute Bruchdehnung und Zähigkeit zu erreichen.
- Dabei liegen bei der erfindungsgemäßen Verfahrensweise die voranstehend genannten Eigenschaften bei einem warmgewalzten Stahlflachprodukt im Walzzustand nach dem Haspeln vor. Eine weitere Wärmebehandlung zur Einstellung oder Ausprägung bestimmter für die zugedachte Verwendung als hochfestes Blech im Nutzfahrzeugbau wichtiger Eigenschaften ist nicht notwendig.
- Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
- Stahlschmelzen A - E mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung sind erschmolzen und in bekannter Weise zu Brammen 1 - 26 vergossen worden.
- Anschließend sind die aus den Stählen A - E bestehenden Brammen auf eine Wiedererwärmungstemperatur TW durcherwärmt worden.
- Aus dem Wiedererwärmungsofen sind die wiedererwärmten Brammen in weniger als 30 s zu einem Zunderwäscher transportiert worden, in dem der auf ihnen haftende Primärzunder von den Brammen entfernt worden ist.
- Die aus dem Zunderwäscher austretenden Brammen sind dann zu einem Vorwalzgerüst transportiert worden, wo sie mit einer Vorwalztemperatur TVW und einer über das Vorwalzen erzielten Gesamtstichabnahme Δhv vorgewalzt worden sind.
- Anschließend sind die vorgewalzten Brammen in einer Fertigwarmwalzstaffel zu Warmbändern mit einer Dicke BD und einer Breite BB fertig warmgewalzt worden. Das Warmwalzen ist jeweils mit einer gesamten Stichabnahme in der Fertigwarmstaffel Δhf bei einer Warmwalzendtemperatur TEW beendet worden. Die Zeit, die zwischen dem Austritt aus dem Zunderwäscher und dem Beginn des Fertigwarmwalzens vergangen ist, betrug jeweils weniger als 300 s.
- Das aus dem letzten Gerüst austretende fertig warmgewalzte Stahlflachprodukt ist nach einer Pause t_p von 1 - 7 s, in der es an Luft langsam abgekühlt ist, mittels Intensivkühlung mit Wasser mit einer Abkühlrate dT von 50 - 120 K/s auf eine Haspeltemperatur HT abgekühlt worden. Nach der Abkühlung wiesen die Stahlflachprodukte bereits ein zu mindestens 70 Vol.-% bainitisches Gefüge auf.
- Bei dieser Haspeltemperatur HT sind die erhaltenen Warmbänder jeweils zu einem Coil gehaspelt worden. Im Zuge der Abkühlung der Stahlflachprodukte im Coil kam es zur vollständigen Umwandlung des Gefüges in Bainit, so dass die erhaltenen Stahlflachprodukte ein im technischen Sinne zu 100 Vol.-% banitisches Gefüge besaßen.
- In den Tabellen 2a,2b sind die bei der Verarbeitung der Brammen 1 - 26 jeweils eingestellten Verfahrensparameter Wiedererwärmungstemperatur TW, Vorwalztemperatur TVW, über das Vorwalzen erzielte Gesamtstichabnahme Δhv, Zeit t_1 zwischen dem nach dem Wiedererwärmen und vor dem Vorwalzen durchgeführten Entzundern und Beginn des Fertigwarmwalzens, Zeit t_2 Zeit zwischen Vorwalzen und Warmwalzen, über das Fertigwalzen insgesamt erzielte Stichabnahme Δhf, Endwalztemperatur TEW, Kühlpause t_p zwischen dem Ende des Warmwalzens und dem Beginn der forcierten Abkühlung, Abkühlgeschwindigkeit dT, Haspeltemperatur HT, Banddicke BD und Bandbreite BB angegeben.
- Die mechanischen Eigenschaften sowie das Gefüge der erhaltenen Warmbänder sind untersucht worden.
- Die Zugversuche zur Ermittlung der Streckgrenze ReH, der Zugfestigkeit Rm und der Bruchdehnung A wurden nach DIN EN ISO 6892-1 an Längsproben der Warmbänder durchgeführt.
- Die Kerbschlagbiegeversuche zur Ermittlung der Kerbschlagarbeit Av bei -20 °C bzw. -40 °C und -60 °C wurden an Längsproben nach DIN EN ISO 148-1 durchgeführt.
- Die Gefügeuntersuchungen erfolgten mittels Lichtmikroskop und Rasterelektronenmikroskop. Dafür wurden die Proben aus einem Viertel der Bandbreite entnommen, als Längsschliff präpariert und mit Nital (d. h. alkoholische Salpetersäure, die einen Salpetersäureanteil von 3 Vol.-% enthält) oder Natriumdisulfit geätzt. Die Bestimmung der Gefügebestandteile erfolgte mittels Flächenanalyse in Probenlage 1/3 Blechdicke, wie in H. Schumann und H. Oettel "Metallografie" 14. Auflage, 2005 WILEY-VCH Verlag GmbH & Co. KGaA, Weinheim beschrieben.
- Die mechanischen Eigenschaften und die Gefügebestandteile der erfindungsgemäß erzeugten Warmbänder sind in Tabelle 3 angegeben. Die gemäß dem Verfahren der vorliegenden Erfindung hergestellten Bandbleche weisen hohe Festigkeitseigenschaften bei guten Zähigkeitseigenschaften sowie guter Bruchdehnung auf.
- Die Streckgrenzen der in der voranstehend erläuterten Weise erzeugten Warmbänder liegen zwischen 700 MPa und 790 MPa. Die Bruchdehnung beträgt mindestens 12 % % und die Zugfestigkeit 750 - 880 MPa. Die Kerbschlagarbeit bei -20 °C liegt im Bereich 60 bis 100 J. Bei -40 °C beträgt die Kerbschlagarbeit 40 bis 75 J und bei -60 °C liegt die Kerbschlagarbeit bei 30 - 70 J.
Tabelle 1 Stahl C Si Mn P S Al N Cr Nb B Ti Cu Ni V Mo Sb A 0,060 0,42 1,77 0,012 0,0010 0,034 0,0046 0,04 0,062 0,0020 0,110 0,02 0,03 0,010 0,004 0,004 B 0,053 0,49 1,75 0,015 0,0014 0,034 0,0049 0,06 0,066 0,0020 0,091 0,02 0,03 0,005 0,004 0,004 C 0,061 0,22 1,79 0,014 0,0021 0,050 0,0047 0,04 0,063 0,0019 0,097 0,02 0,02 0,003 0,004 0,004 D 0,065 0,20 1,8 0,014 0,0021 0,040 0,0047 0,04 0,065 0,0005 0,110 0,02 0,02 0,003 0,004 0,004 E 0,070 0,03 1,89 0,011 0,0014 0,042 0,0051 0,04 0,060 0,0005 0,130 0,02 0,03 0,008 0,004 0,004 Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen Tabelle 2a Nr. Stahl TW Δhv TVW t_1 t_2 Δhf TEW t_p dT HT BD BB [°C] [%] [°C] [s] [s] [%] [°C] [s] [K/s] [°C] [mm] [mm] 1 A 1293 85 1070 220 40 90 905 1 100 600 4 1525 2 A 1296 80 1065 220 40 92 915 1 100 600 4 1525 3 A 1288 80 1045 225 40 92 895 2 100 605 4 1525 4 A 1287 85 1045 230 42 90 880 2 100 605 4 1530 5 A 1269 82 1055 230 40 91 890 2 100 600 4 1525 6 A 1300 82 1050 240 45 82 835 3 70 600 8 1545 7 A 1296 82 1050 245 41 82 810 4 70 600 8 1545 8 A 1305 76 1060 240 42 86 825 4 70 600 8 1755 9 A 1247 76 1040 260 44 83 800 6 50 580 10 1530 10 B 1291 80 1060 230 40 90 910 2 100 600 5 1630 11 B 1309 80 1110 240 44 90 870 2 100 610 5 1630 12 B 1288 85 1070 230 40 88 890 2 100 600 5 1540 13 B 1304 76 1055 240 40 90 860 2 90 600 6 1540 14 B 1285 85 1030 255 42 75 800 5 50 590 10 1550 15 B 1296 85 1100 210 40 93 850 2 120 600 3 1280 16 B 1298 82 1090 200 40 93 900 1 120 580 3 1275 Tabelle 2b Nr. Stahl TW Δhv TVW t_1 t_2 Δhf TEW t_p dT HT BD BB [°C] [%] [°C] [s] [s] [%] [°C] [s] [K/s] [°C] [mm] [mm] 17 B 1206 82 1067 205 40 93 870 1 120 610 3 1275 18 C 1289 85 1040 260 45 75 800 6 50 550 10 1550 19 C 1291 85 1090 235 42 85 880 2 90 605 6 1535 20 C 1214 82 1070 230 40 91 865 2 100 600 4 925 21 D 1290 85 1090 205 40 93 890 1 120 620 3 1280 22 D 1285 82 1080 200 40 93 900 1 120 575 3 1275 23 E 1290 76 1060 260 43 83 800 6 50 598 10 1550 24 E 1290 78 1090 235 40 89 860 3 90 615 6 1535 25 E 1290 80 1040 260 45 76 800 7 50 590 12 1530 26 E 1285 78 1045 260 45 73 822 7 50 570 15 1530 Tabelle 3 Nr. Stahl Lage am Coil Zugversuch, längs Kerbschlagbiegeversuch, längs Gefügebestandteile ReH Rm A Av-20°C Av-40°C Av-60°C [MPa] [MPa] [%] [J] [J] [J] Vol. % 1 A Anfang 770 852 19,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 2 A Anfang 762 837 17,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 3 A Anfang 749 819 18,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 4 A Anfang 754 818 21,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 5 A Anfang 737 809 24,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 6 A Anfang 736 834 20,3 70 44 31 100 Bainit 7 A Anfang 739 842 15,7 81 62 31 100 Bainit 8 A Anfang 716 817 17,2 62 40 31 100 Bainit 9 A Anfang 733 832 23,5 79 68 65 100 Bainit 10 B Anfang 750 852 16,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 11 B Anfang 752 841 22,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 12 B Anfang 736 829 20,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 13 B Anfang 734 860 17,0 99 48 33 100 Bainit 14 B Anfang 717 846 18,0 84 58 30 100 Bainit 15 B Anfang 782 864 23,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 16 B Anfang 779 857 24,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 17 B Anfang 720 819 23,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 18 C Anfang 705 813 19,1 97 73 30 100 Bainit 19 C Anfang 718 783 24,0 80 60 31 100 Bainit 20 C Anfang 710 790 24,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 21 D Anfang 720 850 22,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 22 D Anfang 760 823 22,0 n.b. n.b. n.b. 100 Bainit 23 E Anfang 712 820 20,0 97 73 30 100 Bainit 24 E Anfang 713 825 23,0 80 60 31 100 Bainit 25 E Anfang 733 809 21,0 72 53 42 100 Bainit 26 E Anfang 727 821 19,2 83 76 67 100 Bainit "n.b." = "nicht bestimmt"
Claims (14)
- Verfahren zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts mit einer Streckgrenze von mindestens 700 MPa und mit einem zu mindestens 70 Vol.-% bainitischen Gefüge, umfassend folgende Arbeitsschritte:a) Erschmelzen einer Stahlschmelze, die (in Gew.-%) ausC: 0,05 - 0,08 %,Si: 0,015 - 0,500 %,Mn: 1,60 - 2,00 %,P: bis zu 0,025 %,S: bis zu 0,010 %,Al : 0, 020 - 0,050 %,N: bis zu 0,006 %,Cr: bis zu 0,40 %,Nb: 0, 060 - 0,070 %,B: 0,0005 - 0,0025 %,Ti: 0,090 - 0,130 %,sowie aus technisch unvermeidbaren Verunreinigungen, zu denen bis zu 0,12 % Cu, bis zu 0,100 % Ni, bis zu 0,010 % V, bis zu 0,004 % Mo und bis zu 0,004 % Sb gehören,undals Rest aus Eisenbesteht;b) Vergießen der Schmelze zu einer Bramme;c) Wiedererwärmen der Bramme auf eine Wiedererwärmungstemperatur von 1200 - 1300 °C;d) Vorwalzen der Bramme bei einer 950 - 1250 °C betragenden Vorwalztemperatur und einer über das Vorwalzen erzielten Gesamtstichabnahme von mindestens 50 %;e) Fertigwarmwalzen der vorgewalzten Bramme, wobei das Fertigwarmwalzen bei einer Warmwalzendtemperatur von 800 - 880 °C beendet wird;f) innerhalb von höchstens 10 s nach dem Fertigwarmwalzen einsetzendes intensives Kühlen des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 40 K/s auf eine 550 - 620 °C betragende Haspeltemperatur;g) Haspeln des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts.
- Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass für das nach der Formel
mit%C = jeweiliger C-Gehalt in Gew.-%,%Mn = jeweiliger Mn-Gehalt in Gew.-%,%Cr = jeweiliger Cr-Gehalt in Gew.-%,%Mo = jeweiliger Mo-Gehalt in Gew.-%,%V = jeweiliger V-Gehalt in Gew.-%,%Cu = jeweiliger Cu-Gehalt in Gew.-%,%Ni = jeweiliger Ni-Gehalt in Gew.-%,berechnete Kohlenstoffäquivalent CE der im Arbeitsschritt a) erschmolzenen Stahlschmelze gilt: - Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Wiedererwärmungstemperatur 1250 - 1300 °C beträgt.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass in einem zwischen dem Wiedererwärmen (Arbeitsschritt c)) und dem Vorwalzen (Arbeitsschritt d)) durchlaufenen Arbeitsschritt c') auf der jeweils verarbeiteten Bramme haftender Primärzunder entfernt wird.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Transportzeit, die für den Transport der Bramme von der jeweils zuvor durchlaufenen Arbeitsstation (Arbeitsschritt c) oder optional Arbeitsschritt c')) bis zum Fertigwarmwalzen (Arbeitsschritt e)) vergeht, auf maximal 300 s beschränkt ist.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die zwischen dem Vorwalzen (Arbeitsschritt d)) und dem Fertigwarmwalzen (Arbeitsschritt e)) vergehende Verweilzeit höchstens 50 s beträgt.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlgeschwindigkeit bei der Abkühlung im Arbeitsschritt f) höchstens 150 K/s beträgt.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Dicke des nach dem Warmwalzen erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts 3 - 15 mm beträgt.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Streckgrenze der nach dem Haspeln erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte 700 - 850 MPa beträgt.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Bruchdehnung der nach dem Haspeln erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte mindestens 12 % beträgt.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Zugfestigkeit der nach dem Haspeln erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte 750 - 950 MPa beträgt.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Kerbschlagarbeit der nach dem Haspeln erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte bei -20 °C im Bereich von 50 - 110 J liegt.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die nach dem Haspeln erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte ein bis auf technisch unvermeidbare sonstige Gefügebestandteile ausschließlich bainitisches Gefüge besitzen.
- Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der mittlere Korndurchmesser des Gefüges der nach dem Haspeln erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte höchstens 20 µm beträgt.
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