EP3131691A1 - Verfahren zur berechnung der sich einstellenden eigenschaftskombination für einen umformbaren leichtbaustahl - Google Patents

Verfahren zur berechnung der sich einstellenden eigenschaftskombination für einen umformbaren leichtbaustahl

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Publication number
EP3131691A1
EP3131691A1 EP15735839.1A EP15735839A EP3131691A1 EP 3131691 A1 EP3131691 A1 EP 3131691A1 EP 15735839 A EP15735839 A EP 15735839A EP 3131691 A1 EP3131691 A1 EP 3131691A1
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EP
European Patent Office
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mpa
weight
steel
strip
hot
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP15735839.1A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Zacharias Georgeou
Frank Klose
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Salzgitter Flachstahl GmbH
Original Assignee
Salzgitter Flachstahl GmbH
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Filing date
Publication date
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the invention relates to a method for calculating the self-adjusting
  • vehicle components also play a decisive role in the passive safety of the passengers in terms of the behavior of the individual components under high static and dynamic loads during operation and in grass hibernation.
  • Requirement Gr Cu, Ts, Zr, V and Nb are added.
  • This known lightweight steel has a teilstabflistertes ⁇ -mixed crystal structure with a defined stacking fault energy with a sometimes multiple TR! P-effect, which transforms the stress- or strain-induced transformation of a face-centered y-mixed crystal ⁇ austenite) into an ⁇ -martensite (hexagonai densest cube pack ⁇ and then on further deformation into a body-centered q-martensite and retained austenite.
  • TRIP Transformation Indue Piasttcity and TW! P- ⁇ Twinning Indueed Plasticsiy
  • Mn and C are relatively strong austenite formers, in contrast to At, Cr and Si, which are ferrite formers.
  • a combination of these elements therefore leads to the formation of the two main phases of learned and ferrite and to other phases, such as ordered ones
  • Ferrite phases and / or carbon based precipitates are also play an important role in the mechanical and technological properties of these steels.
  • the density of the steel can be further reduced as the proportion of Al and Si increases.
  • One problem is that with increasing levels of AS or Si, casting with the known methods by macroseeding or bending of the strand or strip during solidification is made difficult or even impossible, steel with ⁇ contents> 2% forms during solidification Air an oxide (AbOs), which is extremely hard and brittle and thus makes casting and further processing difficult or even impossible.
  • ABS solidification Air an oxide
  • significantly cm 3 ccistechnisqhe limits make it difficult to produce lightweight structural steels with increasingly lower density below a normal density of about 7.85 g / cc.
  • austenite and ferrite formers for example between 5 and almost 100%, with strengths Rm between 600 and 1200 MPa, yield strengths RpÜ, 2 from 300 to 1120 MPa and expansions A80 between 5 and 40%,
  • Alloy compositions can lead to the same phase proportions of austenite and ferrite, but still have very different mechanical properties.
  • the object of the invention is therefore to provide a method for calculating the autogenous autarky combination of phase fractions and mechanical properties of a given alloy composition for a transformablechtbausfaht, with the mechanical properties can be predicted in good approximation using different austenite ferrite phase portions of the steel.
  • a further object is to provide a method for further processing a lightweight structural piece thus calculated and subsequently produced into a hot strip with which even lightweight construction with increased Al contents of 2.5% by weight can be safely processed.
  • the problem is a method for a deformablechtbaustah! dissolved with the elements in wt .-%; C 0.02 to £ 1, 0
  • the lightweight steel consists of a mixed phase of austenite and ferrite ⁇ A / F), with an austenite phase content between 100% and 5%, a strength Rm between 600 and 1200 MPa, a yield strength RpO, 2 between 300 and 1120 MPa and a
  • This new method makes use of the fact that there are laws which describe the mechanical properties of this steel depending on the present composition of the laminae, with various aspects of the structural phases, in particular the resulting proportions of austenite and ferrite, playing a role in this process.
  • the stars! lOMn-SAI-eCr-OjSSi-OvSC has, according to the inventive concept, a strength Rm of 795 MPa, a yield strength Rp of 721 MPa and an A80 value of 4% with a phase fraction of 42% austenite
  • the advantage of the proposed method lies in the fact that, when using a horizontal strip caster, macrosectors and blowholes can be largely avoided due to very homogeneous cooling conditions in the horizontal strip caster. Since no casting powder is used in these plants, the bleaches
  • Speed of the melt is equal to the speed of the circulating conveyor belt.
  • the considered disadvantageous bending during solidification is thereby avoiding that the underside of the casting tape receiving the melt is supported on a plurality of juxtaposed rolls. Reinforced is the
  • the length of the conveyor belt is chosen so that at the end of the conveyor belt before its deflection, the Vorband is largely solidified
  • Rolling from pre-strip to hot strip can be done either in-line or separately off-line. Before off-take-rolling, the pre-strip can be either directly hot-rolled or sliced into sheets after production prior to cooling. The strip or sheet material is then reheated after eventual cooling and rewarmed and rolled for off-line rolling or slab.
  • the casting process is preceded by the hot-rolling process with a horizontal
  • Strip casting plant 1 consisting of a circulating conveyor belt 2 and two deflection rollers 3, 3 '. Evident is also a side seal 4, which prevents the abandoned melt S can flow down to the right and left of the conveyor belt 2.
  • the melt 5 is transported by means of a pan 6 to the strip casting plant 1 and flows through an opening 7 provided in the bottom into a feed vessel 8.
  • This feed vessel 8 is designed as an overflow vessel.
  • a homogenization zone 10 at. This consists of a thermally insulated housing 11 and a Röligang not shown here.
  • the then following first stand 12 is formed either only as a pure driver unit possibly with a small tap or as a roll unit with a predetermined puncture
  • Subsequent scaffold 14 instead, with the first three scaffolds 15, 5 ', 15 "effect the actual stitch reduction, while the last frame 16 is formed as a smoothing mill.
  • Reel temperature is cooled down.
  • a pair of scissors 20 is arranged between the end of the route 17 and reel 19, 9 '.
  • This pair of scissors 20 has the task of dividing the hot strip 18 transversely as soon as one of the two reels 19, 19 * is wound in.
  • the beginning of the following hot strip 18 is then transferred to the second released hasp! 19, 9 'passed. This ensures that the sand traction is maintained over the entire length of the belt. This is particularly important in the production of donut hot strips,

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Berechnung der sich einstellenden Eigenschaftskombination von Phasenanteilen und mechanischen Eigenschaften einer vorgegebenen Legierungszusammensetzung für einen umformbaren Leichtbaustahl mit den Elementen in Gew.% C 0,02 bis ≤ 1,0, Al 2,5 bis ≤ 8,0, Si 0,0 bis ≤ 1,5, Mn ≥ 5,0 bis ≤ 35,0, Cr > 1,0 bis ≤ 14,0 Summengehalt an N,S,P ≤ 0,1, Rest Eisen und anderen stahlbegleitenden Elementen mit etwaigen Gehalten an Cu, Mo, Ni und Zn in Summe mit bis zu 1,0 Gew.-%, unter Verwendung bestimmter Formeln in Abhängigkeit vom Mangangehalt, wobei in die Formeln die Legierungsgehalte als absolute Zahlen ohne Dimension eingesetzt und den errechneten, dimensionslosen Werten die Einheiten MPa für Rm und Rp und % für A80 zugeordnet werden: Außerdem betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Weiterverarbeitung eines mit vorgegebener Legierungszusammensetzung erzeugten Leichtbaustahls zu einem Warmband.

Description

Verfahren zur Berechnung der sich einsteifenden EigensehafSskombination für einen umforrnbaren Leichtbaustahi
Beschreibung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Berechnung der sich einstellenden
Eigenschaftskombinatioh von Phasenanteilen und mechanischen Eigenschaften einer vorgegebenen Legterungszusamrnensetzyng für einen umformbaren Leichtbaustahl nach dem Oberbegriff des Anspruches 1.
Gerade der stark umkämpfte Automobiimarkt zwingt die Hersteller ständig nach Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauchs unter Beibehaltung eines höchstmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu Suchen. Dabei spielt einerseits die Gewichtsersparnis aller
Fahrzeug komponenten eine entscheidende Rolle andererseits aber auch ein die passive Sicherheit der Passagiere förderndes Verhalten der einzelnen Bauteile bei hohen statischen und dynamischen Beanspruchungen im Betrieb und im Gräshfail,
In den letzten Jahren hat es große Entwicklungsfortschritte auf dem Gebiet der sogenannten Leichtbaustähle gegeben, die sich durch ein geringes spezifisches Gewicht bei gleichzeitig hohen Festigkeiten und Zähigkeiten auszeichnen ίζ. B. EP 0 489 727 B1 , EP 0 573 641 B1 , DE 199 00199 A1 ) sowie eine hohe Duktilität aufweisen und damit für den Fahrzeugbau von großem Interesse sind.
Bei diesen im Ausgangszustand austenitischen Stahlen wird durch den hohen Anteil von Legierungsbestandteilen mit einem spezifischen Gewicht weit unterhalb des spezifischen Gewichts von Eisen (Mn, Si, Ai) eine für die Automobiiindustrie vorteilhafte
Gewiehtsreduzierung unter Beibehaltung der bisherige Konstruktionsbauweise erreicht.
Aus der DE 10 2004 061 284 A1 is z. B. ein Leichtbaustahl bekannt mit einer
Legierungszusammensetzung {in Gew,-%);
C 0,04 bis £1 ,0
AI 0,05 bis <4,0
Si 0.05 bis S6.0
Mn 9,0 bis <18,0
Rest Eisen einschließlich üblicher Stahibegleitelemente. Optional können je nach
Anforderung Gr, Cu, Ts, Zr, V und Nb zugegeben werden. Dieser bekannte Leichtbau stahl weist ein teilstabflistertes γ-Mischkristall-Gefüge mit definierter Stapelfehlerenergie mit einem zum Teil multiplen TR! P-Bfekt auf, der die spannungs- oder dehnungsinduzierte Umwandlung eines flächenzentrierten y-Mischkristalls {Austenit) in einen ε-Martensit (hexagonai dichteste Kügelpackung} und dann bei weiterer Verformung in einen raumzentrierten q-Martensit und Restaustenit transformiert.
Der hohe Umformgrad wird durch TRIP- (Transformation indueed Piasttcity und TW!P- {Twinning indueed Plasticsiy) Eigenschaften des Stahles erreicht
Zahlreiche Versuche haben zur Erkenntnis geführt, dass im komplexen Zusammenspiel zwischen AI, St und Mn dem Kohlenstoffgehalt eine überragende Bedeutung zukommt. Er erhöht zum Einen die Stapelfehlerenergie und erweitert zum Anderen den metastabilen Ausienitbereich. Dadurch können die verformungsinduzierte Martensätbildung und die damit verbundene Verfestigung und auch die Duktilität beeinflusst werden.
Bekannt ist weiterhin, dass Mn und C relativ starke Austenitbildner sind, im Gegensatz zu At, Cr und Si, die Ferritbildner sind. Eine Kombination dieser Elemente fuhrt daher zu Bildung der zwei Hauptphasen Auslernt und Ferrit und zu weiteren Phasen, wie geordnete
Ferritphasen und/oder kohlenstoffbasierende Ausscheidungen. Diese spielen auch eine wichtige Rolle für die mechanisch-technologischen Eigenschaften dieser Stähle.
Neben dem Einfluss auf die Ausbildung der Gefügephasen, kann mit zunehmendem Anteil an AI und Si die Dichte des Stahls weiter reduziert werden. Ein Problem besteht allerdings darin, dass mit zunehmenden Gehalten an AS oder Si das Vergießen mit den bekannten Verfahren durch Makroseigerungen oder Biegungen des Stranges ode Bandes während der Erstarrung erschwert oder sogar unmöglich wird, Stahl mit Αί-Gehalten >2% bildet während der Erstarrung an Luft ein Oxid (AbOs), das extrem hart und spröde ist und somit ein Vergießen und eine Weiterverarbeitung erschwert oder sogar unmöglich macht. Somit erschweren verfahrenstechnisqhe Grenzen die Erzeugung von Leichtbaustählen mit immer geringerer Dichte deutlich unterhalb einer Normaldichte von etwa 7,85 g/cm3.
Desweiieren haben die Untersuchungen zu der Erkenntnis geführt, dass Leiqhtbaustähle zum Teil schon bei geringer Variation der Phasenanteile von Austenit und Ferrit in einigen Fällen große Unterschiede in der Festigkeit bei ansonsten konstanter Dehnung und große Unterschiede in der Dehnung bei nahezu konstanter Festigkeit aufweisen. Die Phasenanteile des Äustenits können dabei je nach Legierungszusammensetzung, das heißt im
Zusammenspiei von Austenit und Ferritbildnern, beispielsweise zwischen 5 und nahezu 100% liegen, mit Festigkeiten Rm zwischen 600 und 1200 MPa, Streckgrenzen RpÜ,2 von 300 bis 1120 MPa und Dehnungen Ä80 zwischen 5 und 40%,
Gezeigt haben die Untersuchungen außerdem, dass unterschiedliche
Legierungszusammensetzungen zu gleichen Phasenanteilen von Austenit und Ferrit führen können, aber trotzdem sehr unterschiedliche mechanische Eigenschaften aufweisen.
Andererseits können Leichtbaustähie mit vergleichbaren mechanischen Eigenschaften sehr unterschiedliche Phasenanfeiie von Austenit und Ferrit aufweisen.
Eine Vorhersage zu Phasenanteilen und/oder mechanischen Eigenschaften dieser Stähle ist aber auf Grund der sehr komplexen Zusammenhänge der einzelnen Legierungsbestandieiie bislang nur schwer oder gar nicht mögisch, so dass Werkstoffe mit geforderten Eigenschafte erst durc langwierige und aufwändige Versuche ermittelt werden können.
Aufgabe der Erfindung ist es somit, ein Verfahren zur Berechnung der sich einstellenden Eigenschafiskornbination von Phasenanteilen und mechanischen Eigenschaften einer vorgegebenen Legierungszusammensetzung für einen umformbaren Leichtbausfaht anzugeben, mit dem die mechanischen Eigenschaften in guter Näherung vorherbestimmt werden können unter Nutzung verschiedener Austenit Ferrit-Phasenanteile des Stahls.
Eine weitere Aufgabe besteht darin, ein Verfahren zur Weiterverarbeitung eines so berechneten und danach hergestellten Leichtbaustahfs zu einem Warmband anzugeben, mit dem auch Leichtbaustähie imit erhöhte AI-Gehalten von 2,5 Gew. % sicher bergestelit werden können.
Die Aufgabe zur Angabe eines Verfahrens zur Berechnung der sich einstellenden
Eigenschaftskombinationen wird ausgehend vom Oberbegriff in Verbindung mit den kennzeichnenden Merkmalen des Anspruches 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand von Unteransprüchen. Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur
Weiterverarbeitung eines so berechneten Leichibausiahis zu einem Warmband wird in de Ansprüchen 5 bis 19 angegeben.
Nach der Lehre der Erfindung wird das Problem durch ein Verfahren für einen umformbaren Leichtbaustah! gelöst mit den Elementen in Gew.-%; C 0.02 bis £ 1 ,0
.AI 2,5 bis < 8,0
Si 0,0 bis 1 ,5
Mn > 5,;öbis < 35,0
Cr > l.öbts < 14,0
Summengehalt an N.S.P S0,1
Rest Eisen und anderen siahlbegleitenden Elementen mit etwaigen Gehalten an Cu, Mo, Ni und Zn in Summe mit bis zu 1 ,0 Gew.-%,
wobei der Leichtbaustahl aus einem Phasengemisch von Austenit und Ferrit {A/F) besteht, mit einen Austenitphasenanteil zwischen 100% und 5%, einer Festigkeit Rm zwischen 600 und 1200 MPa, einer Streckgrenze RpO, 2 zwischen 300 und 1120 MPa und einer
Bruchdehnung A80 zwischen 5 und 40%, nach folgenden Formeln in Abhängigkeit vorn Mangangeha.lt, wobei in die Formeln die Leg ierungsgeh alte als absolute Zahlen ohne Dimension eingesetzt und den errechneten, dimensionslosen Werte die Einheiten MPa für Rm und Rp und % für A8Q zugeordnet werden
Für Mn-Geha!te von 5 bis höchstens 11 % gelten die folgenden Formeln:
• Rm ~ 3182{C}+1224{Si}+e47,6{Cr}+633,2{All-33S4,8- 140,7{AI}iCt 482,5{Cr}{C}- 1372(3{Si}2
« Rp * 2509,2{C}*947{Si}+538{Cr}+367,8{AI}.2 68,1-78, 1{AS}{Cr}~381 ,9{Cr}{e}- 923,2{Si}3
• Ä80 = 2ß7,4+48{AiJ{C}~2,6{CrH 6,8{Si}-41 ,1 {A|}-275,4{C}
wobei folgende Gehaitsgrenzen in Gew.-% einzuhalten sind:
C: 0,2 bis 0,7
Si: S1 ,0
AI + Cr 512
Für n-Gehaäte von mehr als 11 bis höchstens 22 % gelten die folgenden Formeln:
• Rm - 322,7+103{Si}+55{Ai}*195,8{CrKC}-15{CKCr
• Rp = 132{Si}101 ,8{Cr}+60,6{Ai)+91{Cr}{C}-11 ,9{Cr}a
» Ä80 - 24+46,5{Si}+48{C}^7,9{Cr}{C}-8,8{AS}{Si}
wobei folgende Gehaltsgrenzen in Gew.-% einzuhalten sind:
C: < 0,6
Si: > 0,4 bis 1 ,2
AI: 1 bis 9
Cr: £10
Für Mn-Gehalte von mehr als 22 bis höchstens 35 % gelten die folgenden Formeln: • Rrn = 1O4,3{Cr}+2766t6{Si +11 ,7{AI}i-172,8{CrHSi}-28213{AIKSi
• Rp « 3269{Si}+234,2{Cri+335.6{ÄIHC}-1266l5-188,4{AIHSi}-1391 ,6{erHSi}{C}
• A80 = 33,5+88l7{Si}{C}-2!1 {Cr}-4,5{AI}{G}~36{Si}2
wobei folgende Gehaltsgrenzen in Gew.-% einzuhalten sind:
C: 0,2 bis 0,7
Si: 0,3 bis 1 ,5
AI * Cr: 12
Bei diesem neuen Verfahren macht man sich zu Nutze, dass Gesetzmäßigkeiten vorhanden sind, die abhängig von der vorliegenden Legiemngszusamrnensetzung die mechanischen Eigenschaften dieses Stahls beschreiben, wobei verschiedene Anteife der Gefügephasen, insbesondere die sich ergebenden Anteile von Austenit und Ferrit, hierbei eine Rolle spielen.
Auf Basis umfangreicher Untersuchungen an Leichtbaustahllegierungen wurden die
Phasenanteile von Austenit und Ferrit und die jeweiligen mechanischen Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Streckgrenze und Bruchdehnung, ermittelt und Regressionsrechnungen durchgeführt, mit denen jetzt die Eigenschaften eines Stahls aus einer bestimmten Legierung bestimmbar sind.
Die Ergebnisse der nachfolgenden Beispiele zeigen, dass die Resultate der
Regresstonsrechnungen mit sehr guter Näherung mit den Ergebnissen der mechanischen Prüfungen an den untersuchten Legierungen übereinstimmen. Die Werte in Klammern sind die erfindungsgemäß errechnete Werte.
Legierung SfflJ Ea A80 (%\
L1 5Mn-6AI«4Cr-1Si-0,6C 1077 (1047) 918 (918} S (4)
L2 1 n-6AI-6Gr-O,6Si-0,4C 964 (968) 842 (844) 8 (9)
L3 22Mn-4Al-6C >,5Si- G 815 {848} 696 (709) 19 (18)
L4 33Mn-9At-2C t25Si-Q»6C 1052(1077) 817 (893) 18 (15)
Auf Basis dieser Regressionsrechnungen können somit eindeutige Abhängigkeiten der mechanischen Eigenschaften vo der vorliegender! Legierungszusammensetzung ermittelt werden.
In Abhängigkeit von den betrachteten Legierurigseiementgehalten lassen sich daher vorteilhaft die mechanischen Eigenschafte des Stahls ermitteln, ohne dass es aufwendiger Hersteilungen und nachfolgender Prüfungen zur Ermittlung dieser Kennwerte bedarf. Für einen Stahl 15Mn-6A!-6Gr-Ö,6Si-Q,4C ergibt sich eine Fesiigketi Rm von 968 MPa, eine Streckgrenze Rp von 84 MPa und ein Ä80-Wert von 9 % bei einem Phasenanteii von 80 % Austenit
Der Stars! lOMn-SAI-eCr-OjSSi-OvSC weist nach dem erfindurigsgemäßen Konzept eine Festigkeit Rm von 795 MPa, eine Streckgrenze Rp von 721 MPa und einen A80-Wert von 4 % auf bei einem Phasenanteil von 42 % Austenit
Somit ist es mit dem erfindungsgemäßen Verfahren möglich, auf einfache, kostengünstige und sichere Wesse, die sich einstellenden Elgenschaftskombinationen von Phasenanteilen und mechanischen Eigenschaften einer vorgegebenen Legierungszusammensetzun für einen umformbaren Leiehtbaustahj zu ermitteln, ohne langwierige und teure Versuche an Werkstoffen mit unterschiedlichen Legierungszusammenseizungen durchzuführen.
Zur quaSstätssicheren und wirtschaftlichen Herstellung von Warmbändern aus Legierungen mit erhöhten Aluminiumanteilen von 2,5% und darüber wird zur Weiterverarbeitung eines nach den Ansprüchen 1 bis 4 mit vorgegebener Legierungszusammensetzun erzeugten Leichtbaustahls zu einem Warmband erfindtmgsgemäß ein Verfahren angewandt, bei dem die Schmelze in einer horizontalen Bandgießanlage strömungsberuhigt und biegefrei zu einem Vorband im Bereich zwischen 6 und 30 mm Dicke vergossen und anschließend zu Warmband mit einem Umformungsgrad von mindestens 50 % in Dicken von 0,9 bis 6,0 mm gewalzt wird. Vor dem Warmwalzen kann ein GIDhprozess bei 800 bis 12ÖÖ°C notwendig sein.
Der Vorteil des vorgeschlageneR Verfahrens ist darin zu sehen, dass bei Verwendung einer horizontalen Bandgießanlage Makroseigerungeri und Lunker aufgrund sehr homogener Abkühibedihgungen in der horizontalen Bandgießanlage weitgehend vermieden werden können. Da bei diesen Anlagen kein Gießpulver verwendet wird, entfäilt die
GießpuSverproblematik ebenfalls.
Verfahrenstechnisch wird für den Bandgleßprozess vorgeschlagen, die
Strömungsberuhigung dadurch zu erreichen, dass eine synchron oder mit optimaler Reiativgeschwindigkeit zum Band mitlaufendes Feld erzeugende mitlaufende
elektromagnetische Bremse eingesetzt wird, die dafür sorgt, dass im Idealfall die
Geschwindigkeit des Schme!2enzulaufs gleich der Geschwindigkeit des umlaufende Förderbandes ist. Die als nachteilig angesehene Biegung während der Erstarrung wird dadurch vermieden, dass die Unterseite des die Schmelze aufnehmenden Gießbandes sich auf einer Vielzahl von nebeneinander liegenden Rolfen abstützt. Verstärkt wird die
Abstützung In der Weise, dass im Bereich des Gießbandes ein Unterdrück erzeugt wird, so dass das Gieftband fest auf die Rollen gedrückt wird. Zusätzlich erstarrt die AI-reiche bzw. Si-reiche Schmelze in einer fast Sauerstoff-freien Öfenatmosp äre. Bei konventionellen Routen oberhalb von 125CTC verflüssigt sich der Si-reiche Zunder (FayäSsi), der darüber hinaus nur extrem schwer zu entfernen ist. Das kann durch eine entsprechende Temperatur- Zeit-Führung in der Einhausung und durch die folgenden Prozessschritte vermieden werden.
Um diese Bedingungen währen der kritischen Phase der Erstarrung aufrecht zu erhalten, wird die Länge des Förderbandes so gewähit, dass am Ende des Förderbandes vor dessen Umlenkung das Vorband weitestgehend durcherstarrt ist
Am Ende des Forderbandes schließl sich eine Homogenisiertingszone an, die für einen Ternperaturausgieich und möglichen Spannungsabbau genutzt wird.
Das Walzen von Vorband zu Warmband kann entweder in-Sine oder separat off-line erfolgen. Vor dem off-ätne-Walzen kann das Vorband nach der Herstellung vor dem Abkühlen entweder direkt warm gehaspelt oder zu Tafeln geschnitten werden. Das Band- oder Tafelmaterial wird dann nach einer eventuellen Abkühlung wiedererwärmt und für das off-iine-Walzen äbgewickeit bzw. als Tafel wiedererwärmt und gewalzt.
In der im Anhang gezeigten einzigen Figur ist schematisch ein erfindungsgemäßer
Verfahrensabiauf für die Bedingun Gießgeschwindigkeii ~ Walzgesehwindigkeit dargestellt.
Dem Warmwafzprozess vorgeschaltet ist das Gießverfahren mit einer horizontalen
Bandgießanlage 1 , bestehend aus einem umlaufenden Förderband 2 und zwei Umlenkrollen 3, 3'. Zu erkennen ist auch eine Seitenabdichtung 4, die verhindert, dass die aufgegebene Schmelze S rechts und links vom Förderband 2 herunterfließen kann. Die Schmelze 5 wird mittels einer Pfanne 6 an die Bandgießanlage 1 transportiert und fließt durch eine im Boden angebrachte Öffnung 7 in ein Zulaufgefäß 8. Dieses Zulaufgefäß 8 ist wie ein Überlaufgefäß ausgebildet.
Nicht dargestellt sind die Einrichtungen zur intensiven Kühlung der Unterseite des Obertrums des Förderbandes 2 sowie die vollständige Einbausung der Bandgießanlage i mit entsprechender Schutzgasatmosphäre. Mach Aufgabe der Schmelze 5 auf das umlaufende Förderband 2 kommt es infolge der intensiven Kühlung zur Erstarrung und zu Bildung eines Vorbandes 9, das am Ende des Förderbandes 2 weitestgehend durcherstarrt ist.
Zum Temperaturausgleich und Spannungsabbau schließt sich an die BandgießanSage 1 eine Homogenisierungszone 10 an. Diese besteht aus einer wärmegedämmten Einhausung 11 und einem hier nicht dargestellten Röligang.
Das dann nachfolgende erste Gerüst 12 ist entweder nur als reines Treiberaggregai ggf. mi einem geringen Anstich oder als Walzenaggregat mit einem vorgegebenen Anstich ausgebildet
Es folgt eine Zwischenerwärmung, vorteilhafierweise hier als induktive Erwärmung z. 8. i Form einer Spule 13 ausgebildet Die eigentliche Warmumformung findet in der
nachfolgenden Gerüststaffel 14 statt, wobei die ersten drei Gerüste 15, 5', 15" die eigentliche Stichabnahme bewirken, während das letzte Gerüst 16 als Glättwalzwerk ausgebildet ist.
Nach dem letzten Stich folgt eine Kühizone 17, in der das fertige Warsnband bis auf
Haspeltemperatur heruntergekühlt wird.
Zwischen Ende der Körifstrecke 17 und Haspel 19, 9' ist eine Schere 20 angeordnet. Diese Schere 20 hat die Aufgäbe, das Warmband 18 quer zu teilen, sobald einer der beiden Haspel 19, 19* vo!lgewickelt ist Der Anfang des nachfolgenden Warmbandes 18 wird dann auf den zweiten frei gewordenen Haspe! 19, 9' geleitet. Dadurch wird sichergestellt, dass der Sandzug über die gesamte Bandlänge aufrecht erhalten bieibt. Dies ist insbesondere bei der Erzeugung dönner Warmbänder von Bedeutung,
Nicht dargestellt sind in der Figur die AnSagenteile zur Wiedererwärmung des Vorbandes 9 vor dem Warmwalzen und zum Kaltwalzen des Warmbandes. BezugszeichenJiSte
Nr, Bezeichnung
1 Bandgießaniage
2 Förderband
3, 3' UmSenkrolie
4 Seitenabdichtung
5 Schmelze
6 Pfanne
7 Öffnung
8 Zulaufgefäß
9 Vorband
10 Homogenisierungszone
11 Einhausung
12 erstes Gerüst
13 indukitonsspüle
14 Gerüststaffel
15, 15', 15" Walzgerüst
16 Giättgenjsi
17 ühislreeke
18 fertiges Warmband
19, 19' Haspel
20 Schere

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Berechnung der sich einsteSienden Eigenschaftskombination von Phasenanteüan und mechanischen Eigenschaften einer vorgegebenen
Legierungszusammensetzung für einen umformbaren Leichtbaustahl mit den Elementen in Gew.%
c 0,02 bis 1 ,0
AI 2,5 bis < 8,0
Si 0,0 bis < 1 ,5
Mn > 5,0 bis < 35,Q
Cr > 1 ,0 bis < 14,0
Summengehait a N,S,P <0,1
Rest Eisen und anderen stahlbegleiienden Elementen mit etwaigen Gehalten an Cu, Mo, Ni und Zn in Summe mit bis zu 1 ,0 Gew.~%,
wobei der Leichtbaüstahl aus einem Phasengemiseh von Austen it und Ferrit (A/F) besteht, mit einen Austenitphasenanieil zwischen 100% und 5%, einer Festigkeit Rm zwischen 600 und 1200 MPa, einer Streckgrenze Rp0,2 zwischen 300 und 1120 MPa und einer
Bruchdehnung A8Ö zwischen 5 und 40%, nach folgenden Formeln in Abhängigkeit vorn iVSangangehali, wobei in die Formeln die Legierungsgehaite als absolute Zahlen ohne Dimension eingesetzt und den errechneten, dimenssonslosen Werten die Einheiten MPa för Rm und Rp und % für A80 zugeordnet werden:
Mn: 5 bis höchstens 11 Gew.~%:
Rm ~ 3182{CHl224{Si}+847ie{C^ 482,5{Gr}{C}- 1372,3{Sif
Rp = 2509)2{C}+947{Si}+638{Cr}+367,8{AS>-2168i1-78,1{AIKCrH
A8Ö - 267,4+48{AIKC}-2,6{Cr}-16,8{SiH1 ,i{AS}-275l4{C}
wobei folgende Gehaitsgrenzen in Gew.-% einzuhalten sind:
C: 0,2 bis 0,7
Si: S1 ,0
Ai + Cr 12
Mn: mehr als 1 bis höchstens 22 <3ew,~%;
Rm = 322,7+103{Si}+55{ÄI}+ 95l8{CrKC}-15{CHCr}ä Rp = 132{Si}101,S{Cr)+60»e(At}t91.{Ci KC}-11,9{Cr}a
A8Q = 24 6!5{Si}+48{C}i-7,9{CrKC}-8,8{Al}{St}
wobei folgende Gehaltsgrenzen in Gew.-% einzuhalten sind;
C: < 0,6
Si: > 0,4 bis 1 ,2
Ai: 1 bis 9
Cr: <10
Mn: mehr als 22 bis höchstens 35 Gew,-%:
Rm = 104)3{Cr}+2766,6{Si}2+11 ,7{AI}2-172,8{Cr}{Si}-282,3{AiKSiF
Rp = 3269{Ss}+234,2{Gr}+335!6{AfHC}-1266,5-188!4{A {Si}- 1391 ,6{CrHSi}{C}
A80 = SS.S+SeJiSiKCl-a.liGrH.SiAlliCJ-SeiSi}3
wobei folgende Gebaitsgrenzen in Gew.~% einzuhalten sind;
C: 0,2 bis 0,7
Sä: 0,3 bis 1 ,5
AI + Cr:-s12
2. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Stahl bei einem Mn-Qehatt von 5 bis <~11 Gew.-%, einen Austenitphasenanteit zwischen 30 und 85 % aufweist, bei dem sich eine Festigkeit Rm von mindestens 850 MPa, eine Streckgrenze von mindestens 700 MPa und eine Dehnung Äeo zwischen 4 und 20% einstellt.
3. Verfahren nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Stahl bei einem Mn-Gehalt von >11 bis <=22 Gew.-%, einen Äustenitphasenantesi von 20 bis 39 % aufweist, bei dem sich eine Festigkeit Rm von 600 bis 850 MPa, ein Streckgrenze von mindestens 350 MPa und eine Dehnung At» wischen 8 und 60 % einstellt.
4. Verfahren nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Stahl bei einem Mn-Gehalt von >22 Gew.-% bis 35 Gew.-%, einen
Ausienitphasenanteil zwischen 20 und 60%, bei dem sich eine Festigkeit von mindestens 820 MPa, eine Streckgrenze von mindestens 450 MPa und eine Dehnung zwischen 10 und 30% einstellt
5. Verfahren zur Westerverarbeitung eines nach den Ansprüchen 1 bis 4 mit vorgegebener Legierungszusammensetzung erzeugten Leichtbaustahls zu einem Warmband, bei dem eine Schmelze zu einem Vorband vergossen und dieses anschließend zu einem Warmband gewalzt wird, wobei die Schmelze in einer horizontalen
Bandgießaniage strömungsberuhigt und biegefrei zu einem Vorband im Bereich zwischen 6 und 30 mm vergossen und anschließend zu Warmband mit einem Umformgrad von mindestens 50% gewalzt wird.
6. Verfahren nach Anspruch 5,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Geschwindigkeit des Schmelzenzulaufs gleich der Geschwindigkeit des umlaufenden Förderbandes ist.
7. Verfahren nach Anspruch 5 und 6,
dadurch gekennzeichnet,
dass für alie Flächenelemente der mit Beginn der Erstarrung sic bildenden StrangschaSe eines sich über die Breite des Förderbandes erstreckenden Streifens etwa gäeich
Abkühlbedingungen gegeben sind.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 7,
dadurch gekennzeichnet,
dass die auf das Förderband aufgegebene Schmelze am Ende des Förderbandes weitestgehend durcherstarrt ist.
9. Verfahren nach Anspruch 8,
dadurch gekennzeichnet,
dass nach der Durchersiarrung und vor Beginn einer Weiterbehandlung das Vorband eine Homogenisierungszone durchläuft.
10. Verfahren nach Anspruch 9,
dadurch gekennzeichnet. dass die Weiterbehandlung ein Abtafetn des Vorbandes ist
11. Verfahren nach Anspruch 10,
dadurch gekennzeichnet,
dass nach dem AbtafeSn die Tafeln auf Wa!2iemperatur erwärmt und anschließend dem Waizprozess unterworfen werden.
12. Verfahren nach Anspruch 9,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Weiterbehandlung ein Äufcoilen des Vorbandes ist
13. Verfahren nach Anspruch 12,
dadurch geken nzeich net
dass das Vorband nac dem Äufcoile enicoiit wird/auf Walztemperatur erwärmt und anschließend dem Waizprozess unterworfen wird.
14. Verfahren nach Anspruch 12,
dadurch gekennzeichnet
dass das Vorband vor dem Entcotfen wiedererwärmt wird.
15. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 5 bis 14,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Vorband in-line dem Waizprozess unterworfen und danach aufgecoiit wird.
16. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 5 bis 15,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Urnformgrad beim Warmwalzen >70% ist.
17. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 5 bis 16,
dadurch gekennzeichnet,
dass der Umformgrad beim Wannwalzen >90% ist
18. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 5 bis 17,
dadurch gekennzeichnet, dass das Warmband wiedererwärmt wird und nach der Abkö ung kaltgewafzt wird.
19. Verfahren nach Anspruch 18,
dadurch gekennzeichnet,
dass de Glühprozess in entkohlender AimospHäre stattfindet.
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