EP3222734A1 - Verfahren zum temperaturbehandeln eines mangan-stahlzwischenprodukts und stahlzwischenprodukt, das entsprechend temperaturbehandelt wurde - Google Patents

Verfahren zum temperaturbehandeln eines mangan-stahlzwischenprodukts und stahlzwischenprodukt, das entsprechend temperaturbehandelt wurde Download PDF

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EP3222734A1
EP3222734A1 EP16162073.7A EP16162073A EP3222734A1 EP 3222734 A1 EP3222734 A1 EP 3222734A1 EP 16162073 A EP16162073 A EP 16162073A EP 3222734 A1 EP3222734 A1 EP 3222734A1
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EP
European Patent Office
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weight
temperature
steel
temperature treatment
manganese
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP16162073.7A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Daniel Krizan
Friedrich FÜREDER-KITZMÜLLER
Reinhold Schneider
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Voestalpine Stahl GmbH
Original Assignee
Voestalpine Stahl GmbH
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Publication date
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Priority to PCT/EP2017/055714 priority patent/WO2017162450A1/de
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    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Definitions

  • the present invention relates to a method of temperature treating a manganese steel intermediate. It is also a specific alloy of a manganese steel intermediate, which is subjected to a temperature-controlled process in order to obtain a significantly reduced Lüders elongation.
  • Mn manganese
  • medium-manganese steels which are also referred to as medium-manganese steels.
  • the manganese content in weight percent (wt.%) Is often in the range between 3 and 12. Due to its structure, a medium-manganese steel has a high combination of tensile strength and elongation. Typical applications in the automotive industry are complex safety-relevant deep-drawn components.
  • Fig. 1 is a classical, highly schematic diagram shown in which the elongation at break A 80 (in English total elongation called) in percent over the tensile strength (in English tensile strength called) in MPa is plotted.
  • the tensile strength is abbreviated here to R m .
  • the diagram of Fig. 1 gives an overview of the strength classes of currently used steel materials for the automotive industry. In general, the following statement applies: the higher the tensile strength R m of a steel alloy, the lower the elongation at break A 80 of this alloy. In simple terms, it can be stated that the breaking elongation A 80 decreases with increasing tensile strength R m and vice versa. It is therefore necessary to find an optimum compromise between the breaking elongation A 80 and the tensile strength R m for each application.
  • steel alloys In the automotive sector, they work with a whole range of different steel alloys, each of which has been optimized specifically for their particular area of application on the vehicle.
  • alloys For interior and exterior panels, structural parts and bumpers, alloys are used which have good energy absorption.
  • Steel panels for the outer skin of a vehicle are relatively "soft" and have for example a tensile strength R m of about 300 MPa and a good elongation at break A 80 > 30%.
  • the steel alloys of safety-relevant components for example, have a tensile strength R m in the range between 600 and 1000 MPa.
  • the TRIP (transformation-induced plasticity) steels reference numeral 1 in FIG Fig. 1 ).
  • steel alloys which have a high tensile strength R m of usually more than 1000 MPa exhibit.
  • R m tensile strength
  • the new generation of higher-strength AHSS (Advanced High-Strength Steels) steels is suitable (reference 2 in Fig. 1 ).
  • the TBF Trip Bainitic Ferrite
  • the Q & P Quadenching & Partitioning steels.
  • These high-strength AHSS steels have, for example, a manganese content in the range between 1.2 and 3% by weight and a carbon content C which is between 0.05 and 0.25% by weight.
  • the area that is in Fig. 1 designated by the reference numeral 3 comprises medium-manganese steels having an Mn content of between 3 and 12% by weight and a carbon content of ⁇ 1% by weight.
  • An exemplary tensile curve 4 (also called stress-strain curve) is the Fig. 2 refer to.
  • the stress ⁇ in MPa
  • the tensile curve 4 shows an intermediate maximum 5, which is referred to as upper yield strength (R eH ), followed by a plateau 6.
  • upper yield strength R eH
  • plateau 6 changes into a rising curve region.
  • the "length" of the plateau 6 is referred to as Lüders stretch (A L ), as in Fig. 2 shown.
  • a steel product with such a pronounced yield strength can form undesirable luer bands on the surface of components for the automotive industry. Therefore, the pronounced yield strength typically needs to be reduced by a re-rolling process.
  • the aftertreatment in a corresponding Nachwalzwerk (usually with a skin pass mill) is also referred to as tempering.
  • the object to develop a process for the production of manganese steel intermediates in which the Lüdersdehnung is less pronounced.
  • the manganese steel intermediates should have no (measurable) Lüders stretching.
  • the object of the invention is therefore to find an alloy composition and a process for temperature treatment in order to increase the original austenite grain size and to manifest the increased austenite grains in the structure of the medium-manganese steels.
  • the invention aims in a different direction.
  • WO2014095082 A1 a double annealing process that works with different temperatures and processes. Steel products made by the method of WO2014095082 A1 were produced, have a distinct yield strength.
  • the manganese steel intermediates which have been produced from a melt of this manganese steel alloy are subjected to a first temperature treatment process and a subsequent second temperature treatment process within the scope of a temperature treatment according to the invention.
  • the first temperature treatment process is a high temperature process in which the steel intermediate undergoes a first annealing temperature above a critical temperature limit (denoted as T KG ) during a first holding period, this critical temperature limit (T KG ) being defined as follows is: T KG ⁇ (856 - S K * manganese fraction) degrees Celsius, and where S K is a slope value.
  • T KG critical temperature limit
  • the mentioned formula which serves as a definition of the critical temperature limit (T KG ), states that the critical temperature limit (T KG ) in said manganese range decreases with increasing manganese content.
  • the second temperature treatment process is an annealing process in which the steel intermediate is exposed to a second annealing temperature T2, which in any case is lower than the first annealing temperature T1.
  • the first annealing temperature T1 in all embodiments depicts a dependence on said manganese range of the alloy, defined as follows: T1 ⁇ T KG .
  • the first holding period is at least 10 seconds in all embodiments. Particularly preferably, the first holding period in all embodiments is between 10 seconds and 7000 minutes.
  • the second annealing temperature T2 is in all embodiments in the range between the temperatures A 1 and A 3 .
  • the second temperature treatment process including heating the steel intermediate, maintaining the second annealing temperature, and cooling the steel intermediate, takes less than 6000 minutes. Preferably, this total time is even less than 5000 minutes.
  • the invention makes it possible for the first time to provide steel intermediates having a Lüders elongation A L which is less than 3% and preferably less than 1%.
  • the steel intermediates of the invention preferably have in all embodiments a mean primary austenite grain size greater than 3 ⁇ m.
  • the alloy of the steel intermediates of the invention preferably has an average manganese content according to the invention, which means that the manganese content is in the range of 3% by weight ⁇ Mn ⁇ 12% by weight.
  • the manganese content in all embodiments is in the range of 3.5 wt% ⁇ Mn ⁇ 8.5 wt%.
  • the first temperature treatment process is carried out in a continuous strip plant (annealing plant).
  • annealing plant This process is also known as continuous annealing.
  • another possibility is a discontinuous heat treatment (bell annealing) of the steel intermediate.
  • the first temperature treatment of the invention can also be carried out by a special temperature control during hot rolling. At this special Temperature control is taken to ensure that the rolling end temperature of the hot strip during hot rolling in the range above the critical temperature limit T KG .
  • the second temperature treatment process is carried out in a discontinuous plant, the steel intermediate being subjected to the annealing process in this plant in a protective gas atmosphere.
  • This process is preferably carried out in a bell annealing plant.
  • the second temperature treatment process can be carried out in all embodiments but also in a continuous belt plant (annealing) or in a hot-dip galvanizing plant.
  • the steel intermediate of all embodiments may optionally be subjected to a skin pass coating process, which is primarily directed to conditioning the surface of the steel intermediate.
  • a more intensive skin-pass is not required because the steel intermediates of the invention have a low Lüders stretch.
  • the degree of tempering can be reduced or completely avoided.
  • steel intermediates can be made having a Lüders elongation less than 3% and preferably less than 1%.
  • steel intermediates can be produced which have a tensile strength R m (also called minimum strength) which is greater than 490 MPa.
  • the invention can be used to e.g. Cold rolled steel products in the form of cold rolled flat products (e.g., coils).
  • the invention can also be used to e.g. To produce thin sheets or wire and wire products.
  • the invention can also be used to provide hot strip steel products.
  • intermediate steel products is sometimes used when it comes to emphasizing that it is not about the finished steel product but about a preliminary or intermediate product in a multi-stage production process.
  • the starting point for such production processes is usually a melt.
  • the following is an indication of the alloy composition of the melt, since on this side of the manufacturing process it is possible to influence the alloy composition relatively precisely (for example by tartrating constituents, such as alloying elements and optional micro-alloying elements).
  • the alloy composition of the steel intermediate usually deviates only insignificantly from the alloy composition of the melt.
  • Quantities or proportions are here largely in weight percent (short wt.%) Made, unless otherwise stated. If information is provided on the composition of the alloy, or the steel product, then in addition to the explicitly listed materials or materials, the composition comprises iron (Fe) and so-called unavoidable impurities, which always occur in the molten bath and also in the resulting steel intermediate demonstrate. All% by weight must always be supplemented to 100% by weight and all% by volume must always be completed to 100% of the total volume.
  • the temperature treatment of the steel intermediate product comprises a first temperature treatment process S.1 and a subsequent second temperature treatment process S.2. These two temperature treatment processes S.1 and S.2 are in Fig. 3 shown in two temperature-time diagrams shown side by side.
  • the first temperature treatment process S.1 is a high-temperature process in which the steel intermediate is subjected to a first annealing temperature T1 during a first holding period ⁇ 1 (this step is also referred to as holding H1).
  • the annealing temperature T1 is during holding H1 above a critical temperature limit T KG .
  • This critical temperature limit T KG is dependent (inter alia) on the manganese content Mn of the alloy of the manganese steel intermediate, as determined by numerous investigations.
  • Fig. 4 are the critical temperature T K (shown by the straight line 7) and the course of the corresponding critical temperature limit T KG (shown by the straight line 8) shown.
  • the manganese range MnB is plotted in percent by weight.
  • the invention provides excellent results, especially with a manganese content in the following manganese range MnB: 3% by weight ⁇ Mn ⁇ 12% by weight.
  • Fig. 4 For example, the measurement results of four samples are shown using small circle symbols. Further details of these four samples to be understood by way of example and to further samples of the invention are shown in Tables 1 and 2.
  • the alloy composition of the respective type is shown in Table 1, wherein only the essential alloying constituents are mentioned here. For each type, there are a number of embodiments that have been tested. The corresponding examples are numbered in the left column in Table 2 with the numbers 1 to 26.
  • Type 4, 18 represents, for example, the alloy composition of Type 4, Example No. 18.
  • the absolute value 866 in degrees Celsius defines the intersection with the vertical axis and the value S K defines the slope. S K is therefore also called the slope value.
  • the slope value S K is preferably 7.83 ⁇ 10% in all embodiments.
  • the straight line 8 is parallel to the straight line 7.
  • the first annealing temperature T1 must always be above the lower critical temperature limit T KG to ensure that a manganese steel intermediate is obtained in which the Lüders stretching A L is less than 3%.
  • the second temperature treatment process S.2 has an influence on the Lüders strain.
  • the second annealing temperature T2 In order to maintain the grain size of the austenite grains in the microstructure, the second annealing temperature T2 must in any case be lower than the first annealing temperature T1. Since the first annealing temperature T1 is always above the lower critical temperature limit T KG , it can be concluded that the second annealing temperature T2 should preferably be below the lower critical temperature limit T KG .
  • the first annealing temperature T1 is above the temperature limit T KG and that the second annealing temperature T2 is in the range between A 1 and A 3 .
  • the second temperature treatment S.2 is referred to in this case as intercritical annealing.
  • the first holding period ⁇ 1 in all embodiments is preferably at least 10 seconds and preferably between 10 seconds and 6000 minutes.
  • the second holding period ⁇ 2 is at least 10 seconds in all embodiments.
  • the interval between the first temperature treatment process S.1 and the second temperature treatment process S.2 can be selected as needed.
  • the second temperature treatment process S.2 is performed shortly after the first temperature treatment process S.1.
  • Embodiments are preferred in which the first temperature treatment process S.1 including the heating of the steel intermediate product E1, the holding H1 of the first annealing temperature T1 and the cooling Ab1 of the steel intermediate takes less than 7000 minutes.
  • Embodiments are preferred in which the second temperature treatment process S.2 including the heating of the steel intermediate product E2, the holding H2 of the second annealing temperature T2 and the cooling Ab2 of the steel intermediate takes less than 6000 minutes and preferably less than 5000 minutes.
  • the significant reduction of Lüders stretching A L is independent of whether the first temperature treatment process S.1 and / or the second temperature treatment process S.2 in a continuous belt plant (for example in a continuous system) or in a discontinuous plant (for example, in a bell annealer).
  • the invention can be applied to both cold strip intermediates and hot strip intermediates. In both cases a clear reduction of the Lüders strain A L is shown .
  • Fig. 5 shows both the reduction of Lüders elongation A L in percent and the dependence of the mean original Austenitkornificat (D UAK M ) in microns with increasing annealing temperature T1 for two exemplary samples of type 1 and type 2 (see also Table 1), as follows.
  • Fig. 5 For example, in the Type 1 alloy composition tested (represented by curve 9), the critical temperature limit T KG1 is ⁇ 820 ° C if it is desired to achieve a Lüders strain of less than 3% for this Type 1 alloy composition.
  • the curve 10 shows the associated course of the mean original austenite grain boundary D UAK M 1 , as a function of the temperature T1. For the example Type1, a grain size for this results with> 3 ⁇ m.
  • the critical temperature limit T KG2 is ⁇ 970 ° C, if it is desired to achieve a Lüders strain of less than 3% for this type 2 alloy composition.
  • the curve 12 shows the associated course of the mean original austenite grain boundary D UAK M , as a function of the temperature T1.
  • the micro-alloying element niobium (Nb) has a recognizable influence, which is shown as a shift from T KG2 (compared to T KG1 ) to a higher critical temperature for A L ⁇ 3%.
  • Fig. 5 the corresponding lower critical temperature limit T KG1 is shown as a dashed vertical line. It can be seen that the alloy compositions of type 1 from an annealing temperature T1> T KG1 have a mean grain size which is> 3 ⁇ m.
  • the lower critical temperature limit T KG1 is in Fig. 4 characterized by a small black triangle.
  • the microalloying leads to an increase in the critical temperature limit T KG .
  • the critical temperature limit T KG2 is higher by approx. 150 ° C than with the alloy compositions of Type1.
  • the corresponding effective lower critical temperature limit T * KG2 is shown as a dashed vertical line.
  • the resulting average original austenitic grain size in this case is ⁇ 8 ⁇ m.
  • Fig. 6 shows a schematic diagram showing the stress ⁇ in MPa as a function of the strain ⁇ in%.
  • the presentation of the Fig. 6 is with the representation of Fig. 2 to compare, where Fig. 6 only a small section shows.
  • Type 3 alloys of Table 1 were compared here.
  • the type 3 alloys also meet the requirements of the invention. All four samples were each subjected to a first temperature treatment process S.1 and a subsequent second temperature treatment process S.2. All process parameters were identical, except that in the first temperature treatment process S.1, the first annealing temperature T1 was varied as follows (see column 2 of the following Table 3): Table 3 alloy T1 [° C] T2 [° C] Curve typ3 810 640 13.1 typ3 850 640 13.2 typ3 900 640 13.3 typ3 950 640 13.4
  • the solid curve 13.1 of Fig. 6 (Type 3, 14 of Table 2) shows a clearly visible pronounced yield strength and has a Lüders stretching of A L ⁇ 2.60%.
  • the curve 13.2 represents another exemplary sample (Type 3, 15 of Table 2) of the type 3, wherein here yield strength is still slightly pronounced.
  • the curve 13.4 represents a further exemplary sample of the type 3, whereby also here no pronounced yield strength is more visible. This is Type 3, 17 of Table 2.
  • the corresponding measured values (eg for the alloy compositions of Type 1, Type 2 and Type 3) in the range of approximately 700 to 1000 MPa and with an elongation at break A 80 in the range of approximately 20 to 40%.

Abstract

Verfahren zum Temperaturbehandeln eines Mangan-Stahlzwischenprodukts, dessen Legierung umfasst: o einen Mangananteil, der im folgenden Manganbereich 3 Gew.% ‰¤ Mn ‰¤ 12 Gew.% liegt, o einen Anteil von einem oder mehreren Legierungselementen der Gruppe: Silizium (Si), Aluminium (Al), Nickel (Ni), Chrom (Cr), Molybdän (Mo), Phosphor (P), Schwefel (S), Stickstoff (N), Kupfer (Cu), Bor (B), Kobalt (Co), Wolfram (W), o einen optionalen Kohlenstoffanteil (C) von weniger als 1 Gew.%, o einen optionalen Anteil von einem oder mehreren Mikrolegierungselementen, wobei der gesamte Anteil der Mikrolegierungselemente weniger als 0,45 Gew.% beträgt, und o als Rest einen Eisenanteil (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei das Temperaturbehandeln des Stahlzwischenprodukts einen ersten Temperaturbehandlungsprozess und einen nachfolgenden zweiten Temperaturbehandlungsprozess umfasst, wobei es sich - bei dem ersten Temperaturbehandlungsprozess um ein Hochtemperaturverfahren handelt, bei dem das Stahlzwischenprodukt während einer ersten Haltedauer einer ersten Glühtemperatur ausgesetzt wird, die oberhalb einer kritischen Temperaturgrenze liegt, die wie folgt definiert ist: T KG = (856 - S K * Mangananteil) Grad Celsius, wobei S K ein Steigungswert ist, - bei dem zweiten Temperaturbehandlungsprozess um ein Glühverfahren handelt, bei dem das Stahlzwischenprodukt einer zweiten Glühtemperatur ausgesetzt wird, die niedriger ist als die erste Glühtemperatur.

Description

  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Temperaturbehandeln eines Mangan-Stahlzwischenprodukts. Es geht auch um eine spezifische Legierung eines Mangan-Stahlzwischenprodukts, das im Rahmen eines speziellen Verfahrens temperaturbehandelt wird, um so eine deutlich reduzierte Lüdersdehnung zu erzielen.
  • Sowohl die Zusammensetzung, respektive Legierung, als auch die Wärmebehandlung im Herstellungsprozess haben einen deutlichen Einfluss auf die Eigenschaften von Stahlprodukten.
  • Es ist bekannt, dass im Rahmen einer Wärmebehandlung das Aufwärmen, Halten und Abkühlen einen Einfluss auf das endgültige Gefüge eines Stahlprodukts haben kann. Weiterhin spielt, wie bereits angedeutet, natürlich auch die Legierungszusammensetzung des Stahlprodukts eine große Rolle. Die thermodynamischen und werkstofftechnischen Zusammenhänge in legierten Stählen sind sehr komplex und hängen von vielen Parametern ab.
  • Es hat sich gezeigt, dass sich durch eine Kombination verschiedener Phasen im Gefüge eines Stahlprodukts die mechanischen Eigenschaften und die Verformbarkeit beeinflussen lassen.
  • Je nach spezifischem Anforderungsprofil kommen unterschiedliche Stähle zum Einsatz.
  • Eine bedeutende Komponente heutiger, neuer Stahl-Legierungen ist Mangan (Mn). Es handelt sich um sogenannte Mittel-Mangan-Stähle, die auch als Medium-Mangan-Stähle bezeichnet werden. Der Mangan-Anteil in Gewichtsprozent (Gew.%) liegt dabei häufig im Bereich zwischen 3 und 12. Ein Medium-Mangan-Stahl hat aufgrund seines Gefüges eine hohe Kombination von Zugfestigkeit und Dehnung. Typische Anwendung in der Automobilindustrie sind komplexe sicherheitsrelevante Tiefziehbauteile.
  • In Fig. 1 ist ein klassisches, stark schematisiertes Diagramm gezeigt, bei dem die Bruchdehnung A80 (im Englischen total elongation genannt) in Prozent über der Zugfestigkeit (im Englischen tensile strength genannt) in MPa aufgetragen ist. Die Zugfestigkeit wird hier mit Rm abgekürzt. Das Diagramm der Fig. 1 gibt eine Übersicht über die Festigkeitsklassen momentan eingesetzter Stahlwerkstoffe für die Automobilindustrie. Generell gilt die folgende Aussage: umso höher die Zugfestigkeit Rm einer Stahllegierung ist, umso geringer ist die Bruchdehnung A80 dieser Legierung. Vereinfacht ausgedrückt kann festgestellt werden, dass die Bruchdehnung A80 mit zunehmender Zugfestigkeit Rm abnimmt und umgekehrt. Es muss also für jede Anwendung ein optimaler Kompromiss zwischen der Bruchdehnung A80 und der Zugfestigkeit Rm gefunden werden.
  • Im Automobilsektor arbeitet man mit einer ganzen Reihe unterschiedlicher Stahllegierungen, die jeweils speziell für ihr jeweiliges Einsatzgebiet am Fahrzeug optimiert wurden. Bei Innen- und Außenpanelen, strukturellen Teilen und Stoßfängern kommen Legierungen zum Einsatz, die eine gute Energieabsorption aufweisen. Stahlpanele für die Außenhaut eines Fahrzeugs sind relativ "weich" und haben beispielsweise eine Zugfestigkeit Rm von ca. 300 MPa und eine gute Bruchdehnung A80 >30%. Die Stahllegierungen von sicherheitsrelevanten Bauteilen haben beispielsweise eine Zugfestigkeit Rm im Bereich zwischen 600 und 1000 MPa. Hierfür eignen sich zum Beispiel sehr gut die TRIP (transfomation induced plasticity) Stähle (Bezugszeichen 1 in Fig. 1).
  • Bei Stahlbarrieren (z.B. für den Seitenaufprallschutz), die bei einem Unfall das Eindringen von Fahrzeugteilen verhindern sollen, werden Stahllegierungen eingesetzt, die eine hohe Zugfestigkeit Rm von meist mehr als 1000 MPa aufweisen. Hier eignet sich beispielweise die neue Generation von höherfesten AHSS (Advanced High-Strength Steels) Stählen (Bezugszeichen 2 in Fig. 1). In dieser Kategorie befinden sich die TBF (Trip Bainitic Ferrite) Stähle und die Q&P (Quenching & Partitioning) Stähle. Diese hochfesten AHSS Stähle haben beispielsweise einen Mangan-Anteil im Bereich zwischen 1,2 und 3 Gew.% und einen Kohlenstoffanteil C, der zwischen 0,05 und 0,25 Gew.% liegt.
  • In dem Bereich, der in Fig. 1 mit dem Bezugszeichen 3 bezeichnet ist, sind die bereits erwähnten Medium-Mangan-Stähle schematisch zusammengefasst. Der mit dem Bezugszeichen 3 bezeichnete Bereich umfasst Medium-Mangan-Stähle mit einem Mn-Anteil zwischen 3 und 12 Gew.% und mit einem Kohlenstoff-Anteil ≤ 1 Gew.%.
  • Die heutigen Medium Mangan Stähle weisen aufgrund ihres ultra feinen Kornes (typischerweise ≤ 1µm) eine ausgeprägte Streckgrenze auf, die sich bei der Zugprüfung deutlich zeigt. Eine beispielhafte Zugkurve 4 (auch Spannungs-Dehnungs-Kurve genannt) ist der Fig. 2 zu entnehmen. In Fig. 2 ist die Spannung σ (in MPa) über die Dehnung ε (in %) aufgetragen. Die Zugkurve 4 zeigt ein Zwischenmaximum 5, das als obere Streckgrenze (ReH) bezeichnet wird, gefolgt von einem Plateau 6. Im Bereich der unteren Streckgrenze (ReL) geht das Plateau 6 in einen ansteigenden Kurvenbereich über. Die "Länge" des Plateaus 6 wird als Lüdersdehnung (AL) bezeichnet, wie in Fig. 2 gezeigt. Ein Stahlprodukt mit einer solch ausgeprägten Streckgrenze kann an der Oberfläche der Bauteile für die Automobilindustrie unerwünschte Lüdersbänder (strecher-strainer marks) bilden. Daher muß die ausgeprägte Streckgrenze typischerweise durch einen Nachwalz - Prozess reduziert werden. Das Nachbehandeln in einem entsprechenden Nachwalzwerk (meist mit einem Dressiergerüst) wird auch als Dressieren bezeichnet.
  • Der energetische und technische Aufwand für das Dressieren ist zum Teil recht hoch. Zusätzlich führt dieser Prozess zu einer Reduktion der nutzbaren Dehnung.
  • Es stellt sich daher die Aufgabe, ein Verfahren zum Herstellen von Mangan-Stahlzwischenprodukten zu entwickeln, bei denen die Lüdersdehnung weniger deutlich ausgeprägt ist. Vorzugsweise sollen die Mangan-Stahlzwischenprodukte keine (messbare) Lüdersdehnung aufweisen.
  • Untersuchungen an zahlreichen Legierungszusammensetzungen von Medium-Mangan-Stählen haben gezeigt, dass es einen Zusammenhang zwischen der ursprünglichen Austenit-Korngrösse dieser Stähle und der Lüdersdehnung gibt. D.h. die ursprüngliche Austenit-Korngrösse hat einen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften dieser Stähle. Generell kann postuliert werden, dass sich die Lüdersdehnung umgekehrt proportional zur ursprünglichen Austenit-Korngrösse verhält.
  • Als Teilaufgabe der Erfindung geht es somit darum eine Legierungszusammensetzung und ein Verfahren zur Temperaturbehandlung zu finden, um eine Vergrößerung der ursprünglichen Austenit-Korngrösse zu erzielen und um die vergrösserten Austenit-Körner im Gefüge der Medium-Mangan-Stähle zu manifestieren. Anders als im Stand der Technik (siehe z.B. WO2014095082 A1 ), wo es um das Bereitstellen von ultrafeinen Gefügen geht (mit einer Ultrafeinkörnigkeit mit einer mittleren Korngrösse von ca. 1 µm), zielt die Erfindung in eine andere Richtung. Ausserdem kommt in der beispielhaft genannten Patentanmeldung WO2014095082 A1 ein Doppelglühverfahren zum Einsatz, das mit anderen Temperaturen und Verfahrensabläufen arbeitet. Stahlprodukte, die nach dem Verfahren von WO2014095082 A1 hergestellt wurden, haben eine deutlich ausgeprägte Streckgrenze.
  • Gemäß Erfindung werden eine besonders geeignete Mangan-Stahl-Legierung und ein optimiertes Verfahren zum Temperaturbehandeln eines Mangan-Stahlzwischenprodukts bereitgestellt.
  • Die Mangan-Stahl-Legierung der Erfindung umfasst:
    • einen Mangananteil (Mn), der im folgenden Manganbereich 3 Gew.% ≤ Mn ≤ 12 Gew.% liegt,
    • einen Anteil von einem oder mehreren Legierungselementen der Gruppe: Silizium (Si), Aluminium (Al), Nickel (Ni), Chrom (Cr), Molybdän (Mo), Phosphor (P), Schwefel (S), Stickstoff (N), Kupfer (Cu), Bor (B), Kobalt (Co), Wolfram (W),
    • einen optionalen Kohlenstoffanteil (C) von weniger als 1 Gew.%,
    • einen optionalen Anteil von einem oder mehreren Mikrolegierungselementen z. B.: Titan (Ti), Niob (Nb) und Vanadin (V), wobei der gesamte Anteil der Mikrolegierungselemente weniger als 0,45 Gew.% beträgt, und
    • als Rest einen Eisenanteil (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Die Mangan-Stahlzwischenprodukte, die aus einer Schmelze dieser Mangan-Stahl-Legierung hergestellt wurden, werden im Rahmen einer erfindungsgemässen Temperaturbehandlung einem ersten Temperaturbehandlungsprozess und einem nachfolgenden zweiten Temperaturbehandlungsprozess unterzogen.
  • Bei dem ersten Temperaturbehandlungsprozess handelt es sich um ein Hochtemperaturverfahren, bei dem das Stahlzwischenprodukt während einer ersten Haltedauer einer ersten Glühtemperatur ausgesetzt wird, die oberhalb einer kritischen Temperaturgrenze (als TKG bezeichnet,) liegt, wobei diese kritische Temperaturgrenze (TKG) wie folgt definiert ist: TKG ≥ (856 - SK * Mangananteil) Grad Celsius, und wobei SK ein Steigungswert ist.
  • Die genannte Formel, die als Definiton der kritischen Temperaturgrenze (TKG) dient, sagt aus, dass die kritische Temperaturgrenze (TKG) im genannten Manganbereich mit zunehmendem Mangananteil abnimmt.
  • Der genannte Steigungswert ist vorzugsweise bei allen Ausführungsformen wie folgt definiert SK = 7,83±10% und besonders vorzugsweise bei SK = 7,83.
  • Bei dem zweiten Temperaturbehandlungsprozess handelt es sich um ein Glühverfahren, bei dem das Stahlzwischenprodukt einer zweiten Glühtemperatur T2 ausgesetzt wird, die in jedem Fall niedriger ist als die erste Glühtemperatur T1.
  • Vorzugsweise zeigt die erste Glühtemperatur T1 bei allen Ausführungsformen eine Abhängigkeit vom genannten Manganbereich der Legierung, die wie folgt definiert ist: T1 ≥ TKG.
  • Besonders bevorzugt sind Ausführungsformen der Erfindung, bei einer kritischen Temperatur TK ≥ (866 - SK * Mangananteil) Grad Celsius, wobei gilt: S K = 7 , 83 ± 10 % .
    Figure imgb0001
  • Vorzugsweise beträgt die erste Haltedauer bei allen Ausführungsformen mindestens 10 Sekunden. Besonders vorzugsweise beträgt die erste Haltedauer bei allen Ausführungsformen zwischen 10 Sekunden und 7000 Minuten.
  • Vorzugsweise liegt die zweite Glühtemperatur T2 bei allen Ausführungsformen im Bereich zwischen den Temperaturen A1 und A3.
  • Es werden vorteilhafte Ergebnisse erzielt, falls der zweite Temperaturbehandlungsprozess inklusive des Erwärmens des Stahlzwischenprodukts, des Haltens der zweiten Glühtemperatur und des Abkühlens des Stahlzwischenprodukts weniger als 6000 Minuten dauert. Vorzugsweise liegt diese Gesamtzeit sogar bei weniger als 5000 Minuten.
  • Die Erfindung lässt sich besonders vorteilhaft auf Legierungen anwenden, bei denen der Anteil der einen oder mehreren Legierungselemente im folgenden Bereich liegt:
    • Silizium (Si) ≤ 3 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 2 Gew.%,
    • Aluminium (Al) ≤ 8 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 6 Gew.%,
    • Nickel (Ni) ≤ 2 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 1 Gew.%,
    • Chrom (Cr) ≤ 2 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,5 Gew.%,
    • Molybdän (Mo) ≤ 0,5 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,25 Gew.%,
    • Phosphor (P) ≤ 0,05 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,025 Gew.%,
    • Schwefel (S) ≤ 0,03 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,01 Gew.%,
    • Stickstoff (N) ≤ 0,05 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,025 Gew.%,
    • Kupfer (Cu) ≤ 1 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,5 Gew.%,
    • Bor (B) ≤ 0,005 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,0035 Gew.%.
    • Wolfram (W) ≤ 1 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,5 Gew.%.
    • Kobalt (Co) ≤ 2 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 1 Gew.%.
  • Vorteilhafte Ergebnisse zeigen sich bei allen Ausführungsformen, bei denen als Mikrolegierungselemente Elemente der folgenden Gruppe eingesetzt werden: Titan (Ti), Niob (Nb), Vanadium (V).
  • Die Erfindung ermöglicht erstmals das Bereitstellen von Stahlzwischenprodukten, die eine Lüdersdehnung AL aufweisen, die geringer ist als 3% und vorzugsweise geringer als 1%.
  • Gleichzeitig haben die Stahlzwischenprodukte der Erfindung vorzugsweise bei allen Ausführungsformen eine mittlere primäre Austenit-Korngrösse, die grösser ist als 3 µm.
  • Die Legierung der Stahlzwischenprodukte der Erfindung weist gemäß Erfindung vorzugsweise einen mittleren Mangangehalt auf, was bedeutet, dass der Mangananteil im Bereich 3 Gew.% ≤ Mn ≤ 12 Gew.% liegt. Vorzugsweise liegt der Mangananteil bei allen Ausführungsformen im Bereich von 3,5 Gew.% ≤ Mn ≤ 8,5 Gew.%.
  • Der Kohlenstoffanteil der Stahlprodukte der Erfindung ist generell eher niedrig. Ausserdem ist der Kohlenstoffanteil bei allen Ausführungsformen optional. D.h. der Kohlenstoffanteil liegt bei der Erfindung im Bereich C ≤ 1 Gew.%. Besonders bevorzugt sind Ausführungsformen, bei denen der Kohlenstoffanteil im einem der folgenden Bereiche liegt
    1. a. 0,01 ≤ C ≤ 0,8 Gew.%, oder
    2. b. 0,05 ≤ C ≤ 0,3 Gew.%.
  • Bei einem bevorzugten Verfahren der Erfindung wird der erste Temperaturbehandlungsprozess in einer kontinuierlichen Bandanlage (Glühanlage) durchgeführt. Dieser Vorgang wird auch als Kontiglühen bezeichnet. Oder eine andere Möglichkeit ist eine diskontinuierliche Wärmebehandlung (Haubenglühung) des Stahlzwischenproduktes.
  • Falls es um das Temperaturbehandeln eines Warmbandes geht, so kann die erste Temperaturbehandlung der Erfindung auch durch eine spezielle Temperaturführung beim Warmwalzen durchgeführt werden. Bei dieser speziellen Temperaturführung wird darauf geachtet, dass die Walzendtemperatur des Warmbandes beim Warmwalzen im Bereich oberhalb der kritischen Temperaturgrenze TKG liegt.
  • Bei einem bevorzugten Verfahren der Erfindung wird der zweite Temperaturbehandlungsprozess in einer diskontinuierlich arbeitenden Anlage durchgeführt wird, wobei das Stahlzwischenprodukt dem Glühverfahren in dieser Anlage in einer Schutzgasatmosphäre ausgesetzt wird. Dieser Vorgang wird vorzugsweise in einer Haubenglühanlage durchgeführt. Der zweite Temperaturbehandlungsprozess kann bei allen Ausführungsformen aber auch in einer kontinuierlichen Bandanlage (Glühanlage) oder in einer Feuerverzinkungsanlage durchgeführt werden.
  • Das Stahlzwischenprodukt aller Ausführungsformen kann optional einem Dressierverfahren unterzogen werden, wobei dieses Dressierverfahren primär darauf gerichtet ist die Oberfläche des Stahlzwischenprodukts zu konditionieren. Ein intensiveres Dressieren ist nicht erforderlich, da die Stahlzwischenprodukte der Erfindung eine geringe Lüdersdehnung aufweisen.
  • Mit der Erfindung kann somit der Dressiergrad reduziert oder ganz vermieden werden.
  • Es ist ein Vorteil der Erfindung, dass Stahlzwischenprodukte hergestellt werden können, die eine Lüdersdehnung aufweisen, die geringer ist als 3% und die vorzugsweise geringer ist als 1%.
  • Es ist ein Vorteil der Erfindung, dass Stahlzwischenprodukte hergestellt werden können, die eine Zugfestigkeit Rm (auch Mindestfestigkeit genannt) aufweisen, die grösser ist als 490 MPa.
  • Es ist ein Vorteil der Erfindung, dass Stahlzwischenprodukte hergestellt werden können, die aufgrund der reduzierten Lüdersdehnung eine (Mindest-) Bruchdehnung (A80) aufweisen, die grösser ist als 10%.
  • Es ist ein Vorteil der Erfindung, dass die Stahlzwischenprodukte aufgrund der reduzierten Lüdersdehnung eine erhöhte technisch nutzbare Dehnung aufweisen.
  • Die Erfindung kann eingesetzt werden, um z.B. Kaltband-Stahlprodukte in Form von kaltgewalztem Flachzeug (z.B. Coils) bereit zu stellen. Die Erfindung kann auch eingesetzt werden, um z.B. Feinbleche oder auch Draht und Drahtprodukte herzustellen.
  • Die Erfindung kann auch eingesetzt werden, um Warmband-Stahlprodukte bereit zu stellen.
  • Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung bilden die Gegenstände der abhängigen Ansprüche.
    • ZEICHNUNGEN
  • Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im Folgenden unter Bezugnahme auf die Zeichnungen näher beschrieben.
    • FIG. 1
    zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, bei dem die (Mindest-) Bruchdehnung (A80) in Prozent über die Zugfestigkeit (Rm) in MPa für verschiedene Stähle für die Automobilindustrie aufgetragen sind;
    FIG. 2
    zeigt ein schematisiertes Spannungs-Dehnungs-Diagramm eines Stahlprodukts, das eine deutlich ausgeprägte Streckgrenze (Lüdersdehnung AL) aufweist;
    FIG. 3
    zeigt ein schematisiertes Diagramm, das die beiden Temperaturbehandlungsprozesse zeigt;
    FIG. 4
    zeigt in Form eines schematisierten Diagramms die kritische Temperatur TK und den Verlauf der entsprechenden kritischen Temperaturgrenze TKG;
    FIG. 5
    zeigt ein schematisiertes Diagramm, das einerseits die Lüdersdehnung AL in Prozent und andererseits auch die mittlere ursprüngliche Austenit-Korngrösse (DUAK M) als Funktion der ersten Glühtemperatur T1 darstellt, wobei in diesem Diagramm die entsprechenden Kurven von zwei unterschiedlichen Proben gezeigt sind;
    FIG. 6
    zeigt ein schematisiertes Diagramm, das die Spannung σ in MPa als Funktion der Dehnung ε in % zeigt (analog zu Fig. 2), wobei hier vier identische Legierungen vier verschiedenen Temperaturbehandlungsprozessen unterzogen wurden.
    Detaillierte Beschreibung
  • Gemäß Erfindung geht es um Stahlprodukte, respektive um Stahlzwischenprodukte, die sich durch eine spezielle Gefügekonstellation und Eigenschaften auszeichnen.
  • Teilweise ist im Folgenden von Stahlzwischenprodukten die Rede, wenn es darum geht zu betonen, dass es nicht um das fertige Stahlprodukt sondern um ein Vor- oder Zwischenprodukt in einem mehrstufigen Fertigungsprozess geht. Ausgangspunkt für solche Fertigungsprozesse ist meist eine Schmelze. Im Folgenden wird die Legierungszusammensetzung der Schmelze angegeben, da man auf dieser Seite des Fertigungsprozesses relativ genau auf die Legierungszusammensetzung Einfluss nehmen kann (z.B. durch Zuchargieren von Bestandteilen, wie Legierungselementen und optionalen Mikrolegierungselementen). Die Legierungszusammensetzung des Stahlzwischenprodukts weicht im Normalfall nur unwesentlich von der Legierungszusammensetzung der Schmelze ab.
  • Mengen oder Anteilsangaben werden hier grossteils in Gewichtsprozent (kurz Gew.%) gemacht, soweit nichts anderes erwähnt ist. Wenn Angaben zur Zusammensetzung der Legierung, respektive des Stahlprodukts gemacht werden, dann umfasst die Zusammensetzung neben den explizit aufgelisteten Materialien bzw. Stoffen als Grundstoff Eisen (Fe) und sogenannte unvermeidbare Verunreinigungen, die immer im Schmelzbad auftreten und die sich auch in dem daraus entstehenden Stahlzwischenprodukt zeigen. Alle Gew.%-Angaben sind also stets auf 100 Gew.% zu ergänzen und alle Vol.%-Angaben sind stets auf 100 % des Gesamtvolumens zu ergänzen.
  • Neben der speziellen Kombination der Legierungselemente, kommt ein speziell optimiertes Verfahren zur Temperaturbehandlung zum Einsatz. Ein entsprechendes Diagramm ist in Fig. 3 gezeigt und wird im Folgenden näher erläutert.
  • Das Temperaturbehandeln des Stahlzwischenprodukts umfasst einen ersten Temperaturbehandlungsprozess S.1 und einen nachfolgenden zweiten Temperaturbehandlungsprozess S.2. Diese beiden Temperaturbehandlungsprozesse S.1 und S.2 sind in Fig. 3 in zwei nebeneinander gezeigten Temperatur-Zeit-Diagrammen dargestellt.
  • Bei dem ersten Temperaturbehandlungsprozess S.1 handelt es sich um ein Hochtemperaturverfahren, bei dem das Stahlzwischenprodukt während einer ersten Haltedauer Δ1 einer ersten Glühtemperatur T1 ausgesetzt wird (dieser Schritt wird auch als Halten H1 bezeichnet). Die Glühtemperatur T1 liegt während des Haltens H1 oberhalb einer kritischen Temperaturgrenze TKG.
  • Der Verlauf dieser kritischen Temperaturgrenze TKG ist (unter anderem) abhängig vom Mangananteil Mn der Legierung des Mangan-Stahlzwischenprodukts, wie anhand zahlreicher Untersuchungen ermittelt werden konnte. In Fig. 4 sind die kritische Temperatur TK (dargestellt durch die Gerade 7) und der Verlauf der entsprechenden kritischen Temperaturgrenze TKG (dargestellt durch die Gerade 8) gezeigt.
  • Auf der horizontalen Achse ist der Manganbereich MnB in Gewichtsprozent aufgetragen. Wie bereits erwähnt, liefert die Erfindung vor allem bei einem Mangananteil im folgenden Manganbereich MnB hervorragende Ergebnisse: 3 Gew.% ≤ Mn ≤ 12 Gew.%. Dieser Manganbereich MnB ist in Fig. 4 durch zwei vertikale Grenzlinien bei Mn = 3 Gew.% und Mn = 12 Gew.% gezeigt.
  • In Fig. 4 sind beispielhaft die Messergebnisse von vier Proben anhand kleiner Kreissymbole gezeigt. Weitere Details zu diesen vier beispielhaft zu verstehenden Proben und zu weiteren Proben der Erfindung sind den Tabellen 1 und 2 zu entnehmen.
    Tabelle 1
    Legierung C Mn Al Nb S.1 S.2
    Type 1 0,096 5,08 Kont. Glühen Haube
    Typ2 0,097 5,13 0,09 Kont. Glühen Haube
    Typ3 0,100 6,38 Kont. Glühen Haube
    Typ4 0,106 3,53 Kont. Glühen Haube
    Typ5 0,110 3,56 0,095 Kont. Glühen Haube
    Typ6 0,148 7,73 2,09 Kont. Glühen Kont. Glühen
    Typ7 0,098 9,95 Kont. Glühen Haube
    Figure imgb0002
  • Die Legierungszusammensetzung des jeweiligen Typs ist der Tabelle 1 zu entnehmen, wobei hier nur die wesentlichen Legierungsbestandteile genannt sind. Zu jedem Typ gibt es eine Reihe von Ausführungsbeispielen, die getestet wurden. Die entsprechenden Beispiele sind in der linken Spalte in Tabelle 2 mit den Zahlen 1 bis 26 nummeriert.
  • In Fig. 4 sind durch die erwähnten Kreissymbole die folgenden vier Proben gezeigt: Typ4, 18; Typ1, 1; Typ3, 14 und Typ7, 24 (die Bezeichnung Typ4, 18 steht beispielweise für die Legierungszusammensetzung vom Typ4, Beispiel Nr. 18).
  • Wenn man die Kreissymbole der Fig. 4, respektive die Messergebnisse durch eine Gerade interpoliert, so ergibt sich eine konstant abfallende Gerade 7, wie in Fig. 4 gezeigt. Diese Gerade 7 kann durch folgende Gleichung (1) umschrieben werden, wobei TK in Grad Celsius angegeben ist: T K = 866 − S K * Mangananteil
    Figure imgb0003
  • Der absolute Wert 866 in Grad Celsius definiert der Schnittpunkt mit der vertikalen Achse und der Wert SK definiert die Steigung. SK wird daher auch als Steigungswert bezeichnet.
  • Die Untersuchungen haben ergeben, dass der Steigungswert SK vorzugsweise bei allen Ausführungsformen = 7,83±10% beträgt.
  • Außerdem konnte gezeigt werden, dass die kritische Temperatur TK für erfindungsgemässe Legierungszusammensetzungen stets oberhalb einer unteren kritischen Temperaturgrenze TKG liegt. Diese untere kritische Temperaturgrenze TKG ist in Fig. 4 als Gerade 8 dargestellt.
  • Diese Gerade 8 kann durch folgende Gleichung (2) umschrieben werden, wobei TKG in Grad Celsius angegeben ist: T KG = 856 − S K * Mangananteil
    Figure imgb0004
  • Die Gerade 8 liegt parallel zu der Geraden 7.
  • Es kann die folgende Bedingung postuliert werden: Bei Stahllegierungen des Mangan-Stahlzwischenprodukts, wie bereits definiert, muss die erste Glühtemperatur T1 stets oberhalb der unteren kritischen Temperaturgrenze TKG liegen, um zu gewährleisten, dass man ein Mangan-Stahlzwischenprodukt erhält, bei dem die Lüdersdehnung AL geringer ist als 3%.
  • Es konnte gezeigt werden, dass auch der zweite Temperaturbehandlungsprozess S.2 einen Einfluss auf die Lüdersdehnung hat. Um die Korngrösse der Austenitkörner im Gefüge zu erhalten, muss die zweite Glühtemperatur T2 in jedem Fall niedriger sein als die erste Glühtemperatur T1. Da die erste Glühtemperatur T1 stets oberhalb der unteren kritischen Temperaturgrenze TKG liegt, kann daraus geschlossen werden, dass die zweite Glühtemperatur T2 vorzugsweise unterhalb der unteren kritischen Temperaturgrenze TKG liegen sollte.
  • Anhand des schematischen Beispiels der Fig. 3 ist zu erkennen, dass die erste Glühtemperatur T1 oberhalb der Temperaturgrenze TKG liegt und dass die zweite Glühtemperatur T2 im Bereich zwischen A1 und A3 liegt. Die zweite Temperaturbehandlung S.2 wird in diesem Fall auch als interkritisches Glühen bezeichnet.
  • Die erste Haltedauer Δ1 beträgt bei allen Ausführungsformen vorzugsweise mindestens 10 Sekunden und vorzugsweise zwischen 10 Sekunden und 6000 Minuten.
  • Die zweite Haltedauer Δ2 beträgt bei allen Ausführungsformen mindestens 10 Sekunden. In Fig. 3 sind die beiden Haltedauern Δ1 und Δ2 nur beispielhaft gezeigt. Der Zeitabstand zwischen dem ersten Temperaturbehandlungsprozess S.1 und dem zweiten Temperaturbehandlungsprozess S.2 kann nach Bedarf gewählt werden. Typischerweise wird der zweite Temperaturbehandlungsprozess S.2 kurz nach dem ersten Temperaturbehandlungsprozess S.1 durchgeführt.
  • Bevorzugt sind Ausführungsformen, bei denen der erste Temperaturbehandlungsprozess S.1 inklusive des Erwärmens E1 des Stahlzwischenprodukts, des Haltens H1 der ersten Glühtemperatur T1 und des Abkühlens Ab1 des Stahlzwischenprodukts weniger als 7000 Minuten dauert.
  • Bevorzugt sind Ausführungsformen, bei denen der zweite Temperaturbehandlungsprozess S.2 inklusive des Erwärmens E2 des Stahlzwischenprodukts, des Haltens H2 der zweiten Glühtemperatur T2 und des Abkühlens Ab2 des Stahlzwischenprodukts weniger als 6000 Minuten und vorzugsweise weniger als 5000 Minuten dauert.
  • Weiterhin konnte gezeigt werden, dass die deutliche Reduzierung der Lüdersdehnung AL davon unabhängig ist, ob der erste Temperaturbehandlungsprozess S.1 und/oder der zweite Temperaturbehandlungsprozess S.2 in einer kontinuierlichen Bandanlage (zum Beispiel in einer Kontianlage) oder in einer diskontinuierlich arbeitenden Anlage (zum Beispiel in einer Haubenglühe) durchgeführt werden/wird.
  • Die Erfindung kann sowohl auf Kaltband-Zwischenprodukte als auch auf Warmband-Zwischenprodukte angewendet werden. In beiden Fällen zeigt sich eine deutliche Reduktion der Lüdersdehnung AL.
  • Das Erhöhen der ersten Glühtemperatur T1 auf einen Wert oberhalb der kritischen Temperaturgrenze TKG führt klar zu einer Vergrößerung der mittleren ursprünglichen Austenit-Korngrösse und zu einer deutlichen Reduktion der Lüdersdehnung AL.
  • Fig. 5 zeigt sowohl die Reduktion der Lüdersdehnung AL in Prozent als auch die Abhängigkeit der mittleren ursprünglichen Austenitkorngröße (DUAK M) in µm mit zunehmender Glühtemperatur T1 für zwei beispielhafte Proben vom Typ1 und Typ2 (siehe auch Tabelle 1), wie folgt.
  • Chemische Zusammensetzung der Legierungsproben vom Typ1 ohne Mikrolegierung:
    • Mn = 5,08 Gew.%,
    • C = 0,096 Gew.%,
    Rest Eisen Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Chemische Zusammensetzung der Legierungsproben vom Typ2 mit Mikrolegierung:
    • Mn = 5,13 Gew.%,
    • C = 0,097 Gew.%,
    • Nb = 0,90 Gew.%,
    Rest Eisen Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Man kann der Fig. 5 entnehmen, dass bei der untersuchten Legierungszusammensetzung vom Typ1 (dargestellt durch die Kurve 9), die kritische Temperaturgrenze TKG1 ∼820°C beträgt, wenn man für diese Legierungszusammensetzung vom Typ1 eine Lüdersdehnung erreichen möchte, die kleiner als 3% ist. Die Kurve 10 zeigt den dazugehörigen Verlauf der mittlerem ursprünglichem Austenitkorngrenze DUAK M 1, in Abhängigkeit von der Temperatur T1. Für das Beispiel Typ1 ergibt sich eine Korngröße hierfür mit >3µm.
  • Man kann der Fig. 5 entnehmen, dass bei der untersuchten Legierungszusammensetzung vom Typ2 (dargestellt durch die Kurve 11), die kritische Temperaturgrenze TKG2 ∼970°C beträgt, wenn man für diese Legierungszusammensetzung vom Typ2 eine Lüdersdehnung erreichen möchte, die kleiner als 3% ist. Die Kurve 12 zeigt den dazugehörigen Verlauf der mittleren ursprünglichen Austenitkorngrenze DUAK M, in Abhängigkeit von der Temperatur T1. Für das Beispiel Typ2 ergibt sich eine Korngröße hierfür mit >8µm. Das Mikrolegierungselement Niob (Nb) hat einen erkennbaren Einfluss, der sich als Verschiebung von TKG2 (im Vergleich zu TKG1) zu einer höheren kritischen Temperatur für AL < 3% zeigt.
  • Die Kurven 10 und 12 in Fig. 5 zeigen, dass die ursprüngliche AustenitKorngröße mit zunehmender Temperatur T1 steigt.
  • Anhand der zuvor genannten Gleichung (2), kann für die Legierungszusammensetzungen vom Typ1 die untere kritische Temperaturgrenze TKG1 wie folgt ermittelt werden: T KG 1 = 856 − 7 , 83 * 5 = ∼ 817 °C
    Figure imgb0005
  • In Fig. 5 ist die entsprechende untere kritische Temperaturgrenze TKG1 als strichlierte vertikale Linie eingezeichnet. Man kann erkennen, dass die Legierungszusammensetzungen vom Typ1 ab einer Glühtemperatur T1> TKG1 eine mittlere Korngrösse aufweisen, die > 3 µm beträgt. Die untere kritische Temperaturgrenze TKG1 ist in Fig. 4 durch ein kleines schwarzes Dreieck gekennzeichnet.
  • Anhand der Gleichung (2) kann für die Legierungszusammensetzungen vom Typ2 die untere kritische Temperaturgrenze TKG2 wie folgt ermittelt werden: T KG 2 = 856 − 7 , 83 * 5 = ∼ 817 °C = T KG 1
    Figure imgb0006
  • Bei Legierungszusammensetzungen, die einen Nb-Anteil enthalten, führt die Mikrolegierung zu einer Erhöhung der kritischen Temperaturgrenze TKG. In Fig. 5 ist am Beispiel Typ2 zu erkennen, dass die kritische Temperaturgrenze TKG2 um ca. 150°C höher liegt als bei den Legierungszusammensetzungen vom Typ1. In Fig. 5 ist die entsprechende effektive untere kritische Temperaturgrenze T*KG2 als strichlierte vertikale Linie eingezeichnet. Bei Legierungszusammensetzungen vom Typ2 muss die Glühtemperatur T1 > T*KG2 = TKG2 + 150°C sein. Die sich daraus ergebende mittlere ursprüngliche austenitische Korngröße liegt in diesem Fall ≥ 8 µm.
  • Fig. 6 zeigt ein schematisiertes Diagramm, das die Spannung σ in MPa als Funktion der Dehnung ε in % zeigt. Die Darstellung der Fig. 6 ist mit der Darstellung der Fig. 2 zu vergleichen, wobei Fig. 6 nur einen kleinen Ausschnitt zeigt.
  • Konkret wurden hier vier identische Proben (Typ3 Legierungen der Tabelle 1) miteinander verglichen. Auch die Legierungen vom Typ3 entsprechen den Vorgaben der Erfindung. Alle vier Proben wurden je einem ersten Temperaturbehandlungsprozess S.1 und einem nachfolgenden zweiten Temperaturbehandlungsprozess S.2 unterzogen. Dabei waren alle Prozessparameter identisch, ausser dass beim ersten Temperaturbehandlungsprozess S.1 die erste Glühtemperatur T1 wie folgt variiert wurde (siehe Spalte 2 der folgenden Tabelle 3):
    Tabelle 3
    Legierung T1 [°C] T2 [°C] Kurve
    Typ3 810 640 13.1
    Typ3 850 640 13.2
    Typ3 900 640 13.3
    Typ3 950 640 13.4
  • Die Legierungen vom Typ3 hatten bei diesen Versuchen die folgende Hauptzusammensetzung:
    • Mn = 6,38 Gew.%,
    • C= 0,1 Gew.%,
    Rest Eisen Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Die durchgezogene Kurve 13.1 der Fig. 6 (Typ3, 14 der Tabelle 2) zeigt eine deutlich sichtbare ausgeprägte Streckgrenze und weist eine Lüdersdehnung von AL∼2,60% auf. Die Temperatur T1 lag hier bei 810°C, was bei einer Legierung vom Typ3 und einem Steigungswert SK=7,83 ein Stück weit über der unteren kritischen Temperaturgrenze TKG liegt.
  • Die Kurve 13.2 repräsentiert eine weitere beispielhafte Probe (Typ3, 15 der Tabelle 2) vom Typ3, wobei hier Streckgrenze immer noch leicht ausgeprägt ist.
  • Eine weitere identische Probe (siehe die strichpunktierte Kurve 13.3 in Fig. 6) wurde bei einer höheren Temperatur T1 = 900°C (d.h. bei T1 > TKG) temperaturbehandelt und es ist keine ausgeprägte Streckgrenze mehr sichtbar. Es handelt sich hier um Typ3, 16 der Tabelle 2.
  • Die Kurve 13.4 repräsentiert eine weitere beispielhafte Probe vom Typ3, wobei auch hier keine ausgeprägte Streckgrenze mehr sichtbar ist. Es handelt sich hier um Typ3, 17 der Tabelle 2.
  • Wenn man nun die Mangan-Stahlzwischenprodukte der Erfindung im Zusammenhang mit der Abbildung Fig. 1 betrachtet, so liegen die entsprechenden Messwerte (z.B. für die Legierungszusammensetzungen vom Typ1, Typ2 und Typ3) im Bereich von ca. 700 bis 1000 MPa und mit einer Bruchdehnung A80 im Bereich von ca. 20 bis 40%. Bezugszeichen
    TRIP Stähle 1
    Q&P und TBF - Stähle 2
    Medium-Mangan-Stähle 3
    Zugkurve 4
    Zwischenmaximum 5
    Plateau 6
    Gerade 7
    Gerade 8
    Kurve 9
    Kurve 10
    Kurve 11
    Kurve 12
    Kurven 13.1, 13.2, 13.3, 13.4
    Starttemperatur der Austenitisierung A1
    Starttemperatur der Vollaustenitisierung A3
    Bruchdehnung A80
    Lüdersdehnung AL
    erstes Abkühlen Ab1
    zweites Abkühlen Ab2
    mittlere ursprüngliche Austenitkorngrenze DUAK M
    erste Haltedauer Δ1
    zweite Haltedauer Δ2
    erstes Erwärmen E1
    zweites Erwärmen E2
    Dehnung E
    erstes Halten H1
    zweites Halten H2
    Manganbereich MnB
    Restaustenitgehalt RA
    obere Streckgrenze ReH
    untere Streckgrenze ReL
    Zugfestigkeit Rm
    0,2%-Dehngrenze Rp0.2
    erster Temperaturbehandlungsprozess S.1
    zweiter Temperaturbehandlungsprozess S.2
    Spannung σ
    Steigungswert SK
    erste Glühtemperatur T1
    zweite Glühtemperatur T2
    kritische Temperaturgrenze TKG
    kritische Temperaturgrenze TKG1
    kritische Temperaturgrenze TKG2
    effektive kritische Temperaturgrenze T*KG2

Claims (17)

  1. Verfahren zum Temperaturbehandeln eines Mangan-Stahlzwischenprodukts, dessen Legierung umfasst:
    o einen Mangananteil (Mn), der im folgenden Manganbereich (MnB) 3 Gew.% ≤ Mn ≤ 12 Gew.% liegt,
    o einen Anteil von einem oder mehreren Legierungselementen der Gruppe: Silizium (Si), Aluminium (Al), Nickel (Ni), Chrom (Cr), Molybdän (Mo), Phosphor (P), Schwefel (S), Stickstoff (N), Kupfer (Cu), Bor (B), Wolfram (W), Kobalt (Co),
    o einen optionalen Kohlenstoffanteil (C) von weniger als 1 Gew.%,
    o einen optionalen Anteil von einem oder mehreren Mikrolegierungselementen, wobei der gesamte Anteil der Mikrolegierungselemente weniger als 0,45 Gew.% beträgt, und
    o als Rest einen Eisenanteil (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei das Temperaturbehandeln des Stahlzwischenprodukts einen ersten Temperaturbehandlungsprozess (S.1) und einen nachfolgenden zweiten Temperaturbehandlungsprozess (S.2) umfasst, dadurch gekennzeichnet, dass es sich
    - bei dem ersten Temperaturbehandlungsprozess (S.1) um ein Hochtemperaturverfahren handelt, bei dem das Stahlzwischenprodukt während einer ersten Haltedauer (Δ1) einer ersten Glühtemperatur (T1) ausgesetzt wird, die oberhalb einer kritischen Temperaturgrenze (TKG) liegt, die wie folgt definiert ist: TKG = (856 - SK * Mangananteil) Grad Celsius, wobei SK ein Steigungswert ist,
    - bei dem zweiten Temperaturbehandlungsprozess (S.2) um ein Glühverfahren handelt, bei dem das Stahlzwischenprodukt einer zweiten Glühtemperatur (T2) ausgesetzt wird, die niedriger ist als die erste Glühtemperatur (T1).
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Glühtemperatur (T1) in dem genannten Manganbereich (MnB) eine Abhängigkeit aufweist, die wie folgt definiert ist: T1 ≈ (866 - SK* Mangananteil) Grad Celsius.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Steigungswert SK = 7,83 ± 10% und vorzugsweise SK = 7,83 beträgt.
  4. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Haltedauer (Δ1) mindestens 10 Sekunden und vorzugsweise zwischen 10 Sekunden und 6000 Minuten beträgt.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Glühtemperatur (T2) im Bereich zwischen den Temperaturen A1 und A3 liegt.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass im Rahmen des zweiten Temperaturbehandlungsprozesses (S.2) die zweite Glühtemperatur (T2) während einer zweiten Haltedauer (Δ2) von mindestens 10 Sekunden gehalten wird.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der zweite Temperaturbehandlungsprozess (S.2) inklusive eines Erwärmvorgangs (E2) des Stahlzwischenprodukts, des Haltens (H2) der zweiten Glühtemperatur (T2) und eines Abkühlvorgangs (A2) des Stahlzwischenprodukts weniger als 6000 Minuten und vorzugsweise weniger als 5000 Minuten dauert.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der einen oder mehreren Legierungselemente im folgenden Bereich liegt:
    - Silizium (Si) ≤ 3 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 2 Gew.%,
    - Aluminium (Al) ≤ 8 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 6 Gew.%,
    - Nickel (Ni) ≤ 2 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 1 Gew.%,
    - Chrom (Cr) ≤ 2 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,5 Gew.%,
    - Molybdän (Mo) ≤ 0,5 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,25 Gew.%,
    - Phosphor (P) ≤ 0,05 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,025 Gew.%,
    - Schwefel (S) ≤ 0,03 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,01 Gew.%,
    - Stickstoff (N) ≤ 0,05 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,025 Gew.%,
    - Kupfer (Cu) ≤ 1 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,5 Gew.%,
    - Bor (B) ≤ 0,005 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,0035 Gew.%,
    - Wolfram (W) ≤ 1 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 0,5 Gew.%,
    - Kobalt (Co) ≤ 2 Gew.%, und vorzugsweise ≤ 1 Gew.%..
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei den Mikrolegierungselementen um Elemente der Gruppe handelt: Titan (Ti), Niob (Nb), Vanadium (V).
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei dem ersten Temperaturbehandlungsprozess (S.1) um einen Prozess handelt, der in einer kontinuierlichen Bandanlage oder in einer diskontinuierlich arbeitenden Anlage durchgeführt wird.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass es sich bei dem zweiten Temperaturbehandlungsprozesses (S.2) um einen Prozess handelt, der in einer kontinuierlichen Bandanlage oder der in einer diskontinuierlich arbeitenden Anlage durchgeführt wird, wobei das Stahlzwischenprodukt in dieser Anlage dem Glühverfahren in einer Schutzgasatmosphäre ausgesetzt wird.
  12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass eine Haubenglühvorrichtung als diskontinuierlich arbeitende Anlage dient.
  13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlzwischenprodukt in einem Schritt, der dem zweiten Temperaturbehandlungsprozess (S.2) nachgelagert ist, einem Dressierverfahren unterzogen wird, wobei dieses Dressierverfahren primär darauf gerichtet ist die Oberfläche des Stahlzwischenprodukts zu konditionieren.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass der erste Temperaturbehandlungsprozess (S.1) während eines Warmwalzprozesses durchgeführt wird, wobei dieser Warmwalzprozess mit einer Walzendtemperatur durchgeführt wird, die im Bereich oberhalb der kritischen Temperaturgrenze (TKG) liegt.
  15. Stahlzwischenprodukt, das nach einem Verfahren der Ansprüche 1 bis 14 temperaturbehandelt wurde, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Lüdersdehnung (AL) aufweist, die geringer ist als 3% und vorzugsweise geringer als 1% ist.
  16. Stahlzwischenprodukt, das nach einem Verfahren der Ansprüche 1 bis 14 temperaturbehandelt wurde, dadurch gekennzeichnet, dass eine Lüdersdehnung (AL) von weniger als 3% an dem Stahlzwischenprodukt messbar ist, bevor das Stahlzwischenprodukt einem nachgelagerten Dressierverfahren ausgesetzt wurde.
  17. Stahlzwischenprodukt, das nach einem Verfahren der Ansprüche 1 bis 14 temperaturbehandelt wurde, dadurch gekennzeichnet, dass es aufgrund einer reduzierten Lüdersdehnung (AL), im Vergleich zur Reduktion der Lüdersdehnung mit Dressieren, eine größere nutzbare technische Dehnung aufweist.
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US16/085,361 US20190071748A1 (en) 2016-03-23 2017-03-10 Method for temperature-treating a manganese steel intermediate product, and steel intermediate product which has been temperature-treated in a corresponding manner
JP2018549819A JP6945545B2 (ja) 2016-03-23 2017-03-10 マンガン鋼中間材の熱処理方法およびそのような方法によって熱処理される鋼中間材
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108034890A (zh) * 2017-12-13 2018-05-15 天津市宝月钢制品有限公司 低合金中锰耐磨钢热轧板及制备方法
EP3594368A1 (de) * 2018-07-13 2020-01-15 voestalpine Stahl GmbH Medium-mangan-kaltband-stahlzwischenprodukt mit reduziertem kohlenstoff-anteil und verfahren zum bereitstellen eines solchen stahlzwischenproduktes

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014095082A1 (de) 2012-12-21 2014-06-26 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum wärmebehandeln eines mangan-stahlprodukts und mangan-stahlprodukt

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2588421B2 (ja) * 1988-04-11 1997-03-05 日新製鋼株式会社 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法
JPH05163533A (ja) * 1991-12-12 1993-06-29 Kobe Steel Ltd 深絞り性に優れる複合組織焼付硬化性鋼板の製造方法
JP2876968B2 (ja) * 1993-12-27 1999-03-31 日本鋼管株式会社 高延性を有する高強度鋼板およびその製造方法
US6390201B1 (en) * 2000-07-05 2002-05-21 Shell Oil Company Method of creating a downhole sealing and hanging device
AT411904B (de) * 2003-03-24 2004-07-26 Ebner Ind Ofenbau Haubenglühofen, insbesondere für stahlband- oder drahtbunde
CN101560597B (zh) * 2009-05-27 2010-08-11 东北大学 消除铁素体不锈钢冷轧板带吕德斯应变的柔性化退火方法
JP2013237923A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
US20160194744A1 (en) * 2013-08-12 2016-07-07 UFE Steel Corporation Method of producing high-strength hot-dip galvanized steel sheet and method of producing high-strength galvannealed steel sheet
JP5896086B1 (ja) * 2014-03-31 2016-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014095082A1 (de) 2012-12-21 2014-06-26 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum wärmebehandeln eines mangan-stahlprodukts und mangan-stahlprodukt
US20160002746A1 (en) * 2012-12-21 2016-01-07 Voestalpine Stahl Gmbh Method for heat-treating a manganese steel product and manganese steel product

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
ARLAZAROV A ET AL: "Evolution of microstructure and mechanical properties of medium Mn steels during double annealing", MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING A: STRUCTURAL MATERIALS: PROPERTIES, MICROSTRUCTURES AND PROCESSING, ELSEVIER BV, NL, vol. 542, 7 February 2012 (2012-02-07), pages 31 - 39, XP028472328, ISSN: 0921-5093, [retrieved on 20120216], DOI: 10.1016/J.MSEA.2012.02.024 *
LEE, Y. K. AND HAN, J.: "Current opinion in medium manganese steel", MATERIALS SCIENCE AND TECHNOLOGY, vol. 31, no. 7, 26 November 2014 (2014-11-26), pages 843 - 856, XP002757591, ISSN: 0267-0836, DOI: 10.1179/1743284714Y.0000000722 *
LI Z C ET AL: "Mechanical properties and austenite stability in hot-rolled 0.2C-1.6/3.2Al-6Mn-F", MATERIALS SCIENCE AND ENGINEERING A: STRUCTURAL MATERIALS: PROPERTIES, MICROSTRUCTURES AND PROCESSING, vol. 639, 27 May 2015 (2015-05-27), pages 559 - 566, XP029214923, ISSN: 0921-5093, DOI: 10.1016/J.MSEA.2015.05.061 *

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108034890A (zh) * 2017-12-13 2018-05-15 天津市宝月钢制品有限公司 低合金中锰耐磨钢热轧板及制备方法
EP3594368A1 (de) * 2018-07-13 2020-01-15 voestalpine Stahl GmbH Medium-mangan-kaltband-stahlzwischenprodukt mit reduziertem kohlenstoff-anteil und verfahren zum bereitstellen eines solchen stahlzwischenproduktes
WO2020011638A1 (de) * 2018-07-13 2020-01-16 Voestalpine Stahl Gmbh Medium-mangan-kaltband-stahlzwischenprodukt mit reduziertem kohlenstoff-anteil und verfahren zum bereitstellen eines solchen stahlzwischenproduktes
CN112703257A (zh) * 2018-07-13 2021-04-23 奥钢联钢铁公司 碳含量降低的中锰冷轧带钢中间产品以及用于提供此种钢中间产品的方法
CN112703257B (zh) * 2018-07-13 2022-09-23 奥钢联钢铁公司 碳含量降低的中锰冷轧带钢中间产品以及用于提供此种钢中间产品的方法

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