EP3433386A1 - 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

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EP3433386A1
EP3433386A1 EP17709124.6A EP17709124A EP3433386A1 EP 3433386 A1 EP3433386 A1 EP 3433386A1 EP 17709124 A EP17709124 A EP 17709124A EP 3433386 A1 EP3433386 A1 EP 3433386A1
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EP
European Patent Office
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weight
temperature
steel intermediate
treatment process
manganese
Prior art date
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EP17709124.6A
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English (en)
French (fr)
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EP3433386B1 (de
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Friedrich FÜREDER-KITZMÜLLER
Reinhold Schneider
Daniel Krizan
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Voestalpine Stahl GmbH
Original Assignee
Voestalpine Stahl GmbH
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Publication date
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    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
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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 process for 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.
  • This application claims the benefit of European Patent Application Number EP 16162073.7, filed on Mar. 23, 2016. Both the composition, or alloy, as well as the heat treatment in the manufacturing process have a significant impact on the properties of steel products.
  • 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 microstructure, 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 a classic, highly schematic diagram is shown, in which the breaking elongation A 8 o (in English total elongation called) in percent over the tensile strength (in English called tensile strength) 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 Aso of this alloy. In simple terms, it can be stated that the breaking elongation A 8 o decreases with increasing tensile strength R m and vice versa.
  • 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 Aso> 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 (transfomation induced plasticity) steels are very well suited (reference 1 in Fig. 1).
  • steel barriers eg for side impact protection
  • steel alloys are used, which have a high tensile strength R m of usually more than 1000 MPa.
  • the new generation of higher-strength AHSS (Advanced High-Strength Steels) steels is suitable (reference 2 in Fig. 1).
  • the TBF (Trip Bainitic Ferrite) steels and the Q & P (Quenching & Partitioning) steels are suitable (reference 2 in Fig. 1).
  • 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 designated by the reference numeral 3 in Fig. 1 the already mentioned medium-manganese steels are schematically summarized.
  • the area designated by the reference numeral 3 comprises medium-manganese steels having an Mn content of between 3 and 12% by weight and with a carbon content of less than 1% by weight.
  • FIG. 2 An exemplary tensile curve 4 (also called stress-strain curve) is shown in FIG. 2 to remove.
  • the stress ⁇ in MPa
  • the traction curve 4 shows an intermediate maximum 5, which is referred to as the upper yield strength (ReH), followed by a plateau 6.
  • the plateau 6 changes into a rising curve region.
  • the "length" of the plateau 6 is referred to as the Lüders elongation (A L ), as shown in Fig. 2.
  • a steel product having such a pronounced yield strength may form undesirable Lüder straps on the surface of the components for the automotive industry
  • the pronounced yield strength must typically be reduced by a re-rolling process, and the aftertreatment in a corresponding re-rolling mill (usually with a skin pass mill) is also referred to as skin-pass.
  • the energetic and technical effort for the dressage is sometimes quite high.
  • this process leads to a reduction of the usable elongation. It is therefore the task of developing a method for producing manganese steel intermediates in which the Lüders stretching is less pronounced.
  • the manganese steel intermediates should have no (measurable) Lüders stretching.
  • a subtask of the invention is therefore to find an alloy composition and a method for temperature treatment to achieve an increase in 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 AI double annealing is used, which works with other temperatures and processes. Steel products produced by the process of WO2014095082 A1 have a distinct yield strength.
  • the manganese steel alloy of the invention comprises:
  • Mn manganese content which in the following manganese range is 3% by weight ⁇ Mn ⁇ 12% by weight
  • micro-alloying elements e.g.
  • Ti titanium
  • Nb niobium
  • V vanadium
  • Microalloying elements is less than 0.45% by weight
  • the manganese steel intermediates which were 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 is exposed during a first holding period to a first annealing temperature which is above a critical temperature limit (referred to as T KG ), this critical temperature limit (T KG ). is defined as follows: T KG ⁇ (856 - SK * manganese fraction) degrees Celsius, and where SK is a slope value.
  • the above formula which serves as a definition of the critical temperature limit (T KG ), states that the critical temperature limit (T KG ) in said manganese region decreases with increasing manganese content.
  • the second temperature treatment process is an annealing process in which the steel intermediate product is exposed to a second annealing temperature T2 which is in any case lower than the first annealing temperature T1.
  • the first annealing temperature T1 is one in all embodiments Dependence on the stated manganese range of the alloy, which is defined as follows: Tl> 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 Ai and A3. [0027] There are obtained advantageous results if the second heat treatment process, including heating the steel ⁇ betweenavess, holding 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 enables for the first time the provision of steel intermediates having a Lüders stretching 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 pm.
  • 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. Preferably, the manganese content in all embodiments is in the range 3.5% by weight ⁇ Mn ⁇ 8.5% by weight.
  • the carbon content of the steel products of the invention is generally rather low. In addition, the carbon content is optional in all embodiments.
  • That the carbon content is in the invention in the range C ⁇ 1 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 performed by a special temperature control during hot rolling.
  • this special temperature control care is taken to ensure that the rolling end temperature of the hot strip during hot rolling is in the range above the critical temperature limit T KG .
  • the second temperature treatment process is carried out in a discontinuous plant, wherein the steel intermediate is 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 strip plant (annealing plant) 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 temperament can be reduced or avoided altogether.
  • steel intermediates can be prepared which have a Lüders elongation less than 3% and which is 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. It is an advantage of the invention that steel intermediates can be produced, which have a (minimum) breaking strain (Aso) due to the reduced Lüders stretching, which is greater than 10%.
  • the steel intermediates have an increased technically usable elongation due to the reduced Lüders strain.
  • the invention can be used to z. B. cold rolled steel products in the form of cold rolled flat products (eg coils).
  • the invention can also be used to z. As thin sheets or wire and wire products produce.
  • the invention can also be used to provide hot strip steel products.
  • FIG. 1 shows a highly schematic diagram in which the (minimum)
  • FIG. 2 shows a schematic stress-strain diagram of FIG
  • Fig. 3 shows a schematic diagram showing the two
  • FIG. 4 shows, in the form of a schematic diagram, the critical one
  • Temperature limit T KG shows a schematic diagram showing on the one hand the Lüdersdehnung A L in percent and on the other hand also the average original austenite grain size (DUAK M) as a function of the first annealing temperature Tl, in this diagram the corresponding curves of two different samples are shown;
  • FIG. 2 shows a schematic diagram showing the stress ⁇ in MPa as a function of elongation ⁇ in% (analogous to Fig. 2), in which case four identical alloys were subjected to four different temperature treatment processes.
  • steel intermediates are sometimes referred to when it comes to stress that it is not a question of the finished steel product but of a preliminary or intermediate product in a multi-stage production process.
  • the starting point for such production processes is usually a melt.
  • the alloy composition of the melt is given, since on this side of the manufacturing process it is possible to influence the alloy composition relatively precisely (eg by zag-targetting 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 mentioned.
  • the composition comprises iron (Fe) and so-called unavoidable raw materials Contaminants that always occur in the molten bath and that also show up in the resulting steel intermediate. 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. l and a subsequent second temperature treatment process S.2. These two temperature treatment processes S. l and S.2 are shown in Fig. 3 in two temperature-time diagrams shown side by side.
  • the first temperature treatment process S.sub.1 is a high-temperature process in which the steel intermediate product is exposed to a first annealing temperature Tl during a first holding period .DELTA.l (this step is also referred to as holding Hl).
  • the annealing temperature Tl is during holding H l above a critical temperature limit T KG -
  • the course of this critical temperature limit T KG is (inter alia) dependent on the manganese content Mn of the alloy of the manganese steel intermediate, as could be determined by numerous investigations.
  • the critical temperature T K represented by the straight line 7
  • the course of the corresponding critical temperature limit T KG shown by the straight line 8) are 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.
  • the measurement results of four samples are shown by way of example 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 ingredients 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 stands for Type 4 alloy composition, Example No. 18, for example.
  • T K (866 - S K * manganese content) (1)
  • 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 investigations have shown that the slope value S K is preferably 7.83 ⁇ 10% in all embodiments.
  • This straight line 8 can be circumscribed by the following equation (2), where TKG is given in degrees Celsius:
  • the straight line 8 is parallel to the straight line 7.
  • the following condition can be postulated:
  • the first annealing temperature Tl must always be above the lower critical temperature limit T KG , to ensure that a manganese steel intermediate is obtained in which the Lüders strain A L is less than 3%.
  • the second temperature treatment process S.2 has an influence on the Lüders stretch.
  • 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 Tl is always above the lower critical temperature limit TKG, it can be concluded that the second annealing temperature T2 should preferably be below the lower critical temperature limit TKG. On the basis of the schematic example of FIG. 3 it can be seen that the first annealing temperature Tl is above the temperature limit T KG and that the second annealing temperature T2 is in the range between Ai and A3.
  • 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 two holding periods .DELTA.1 and .DELTA.2 are shown only by way of example.
  • 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.l.
  • Preferred embodiments are those in which the first temperature treatment process S.I. including the heating of the steel intermediate product El, the holding HI of the first annealing temperature Tl and the cooling Abi of the steel intermediate takes less than 7000 minutes.
  • the second temperature treatment process S.2 including the heating E2 of the steel intermediate, 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 Sl 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 annealing) is / will be performed.
  • 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 .
  • Increasing the first annealing temperature Tl to a value above the critical temperature limit T KG clearly leads to an increase in the average original austenite grain size and to a significant reduction in the Lüders stretching A L.
  • the critical temperature limit TKGI ⁇ 820 ° C if one wants to achieve a Lüders stretching for this alloy composition of Typl, the smaller one than 3%.
  • the curve 10 shows the associated course of the mean original austenite grain boundary DU AK MI , as a function of the temperature Tl. For the example Typl a grain size for this results with> 3pm.
  • the critical temperature limit T KG is 2 ⁇ 970 ° C, if one wants to achieve a Lüders elongation for this type 2 alloy composition, which is less than 3%.
  • the curve 12 shows the associated course of the mean original austenite grain boundary DUAK M, as a function of the temperature Tl.
  • Tl temperature
  • the micro-alloying element niobium (Nb) has a recognizable influence, which manifests itself as a shift from T KG 2 (compared to T KG I) to a higher critical temperature for A L ⁇ 3%.
  • TKGI lower critical temperature limit
  • the lower critical temperature limit T KG 2 can be determined as follows:
  • the microalloying leads to an increase in the critical temperature limit T KG .
  • the corresponding effective lower critical temperature limit T * K G2 is shown as a dashed vertical line.
  • the resulting average original austenitic grain size in this case is> 8 pm.
  • FIG. 6 shows a schematic diagram showing the stress ⁇ in M Pa as a function of the strain ⁇ in%.
  • the illustration of FIG. 6 is with the illustration of FIG. 2, wherein FIG. 6 shows only a small section.
  • 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.sub.1 and a subsequent second temperature treatment process S.sub.2. All process parameters were identical, except that in the first temperature treatment process S.sub.1, the first annealing temperature T.sub.1 was varied as follows (see column 2 of the following table 3):
  • the alloys of type 3 in these experiments had the following main composition:
  • 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 ⁇ 2.6%.
  • the curve 13.2 represents another exemplary sample (Type 3, 15 of Table 2) of type 3, wherein here yield strength is still slightly pronounced.
  • the curve 13.4 represents a further exemplary sample of the type 3, wherein here too no pronounced yield strength is more visible. These are Type 3, 17 of Table 2. [0091] Considering now the manganese steel intermediates of the invention in connection with Figure 1, the corresponding measurements (eg for the alloy compositions of Typl, Type 2 and Type 3) in the range of approx. 700 to 1000 MPa and with an elongation at break Aso in the range of approx. 20 to 40%.

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Abstract

Verfahren zum Temperaturbehandeln eines Mangan-Stahlzwischenprodukts, dessen Legierung umfasst: ⋅ einen Mangananteil, der im folgenden Manganbereich 3 Gew.% < Mn < 12 Gew.% liegt, ⋅ einen Anteil von einem oder mehreren Legierungselementen der Gruppe: Silizium (Si), Aluminium (AI), 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, wobei der gesamte Anteil der Mikrolegierungselemente weniger als 0,45 Gew.% beträgt, und ⋅ 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: TKG = (856 - SK * Mangananteil) Grad Celsius, wobei SK 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

Verfahren zum Temperaturbehandeln eines Mangan- Stahlzwischenprodukts und Stahlzwischenprodukt, das
entsprechend temperaturbehandelt wurde
[001] 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. Diese Anmeldung beansprucht die Priorität der europäischen Patentanmeldung Nummer EP 16162073.7, welche am 23. März 2016 eingereicht wurde. [002] Sowohl die Zusammensetzung, respektive Legierung, als auch die Wärmebehandlung im Herstellungsprozess haben einen deutlichen Einfluss auf die Eigenschaften von Stahlprodukten.
[003] 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.
[004] Es hat sich gezeigt, dass sich durch eine Kombination verschiedener Phasen im Gefüge eines Stahlprodukts die mechanischen Eigenschaften und die Verformbarkeit beeinflussen lassen. [005] Je nach spezifischem Anforderungsprofil kommen unterschiedliche Stähle zum Einsatz. [006] 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.
[007] In Fig. 1 ist ein klassisches, stark schematisiertes Diagramm gezeigt, bei dem die Bruchdehnung A8o (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 Aso dieser Legierung. Vereinfacht ausgedrückt kann festgestellt werden, dass die Bruchdehnung A8o mit zunehmender Zugfestigkeit Rm abnimmt und umgekehrt. Es muss also für jede Anwendung ein optimaler Kompromiss zwischen der Bruchdehnung A8o und der Zugfestigkeit Rm gefunden werden. [008] 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 Aso >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). [009] 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.
[0010] In dem Bereich, der in Fig. 1 mit dem Bezugszeichen 3 bezeichnet ist, sind die bereits erwähnten Medium-Mangan-Stähle schematisch zusammen-gefasst. 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.%.
[0011] 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. [0012] Der energetische und technische Aufwand für das Dressieren ist zum Teil recht hoch. Zusätzlich führt dieser Prozess zu einer Reduktion der nutzbaren Dehnung . [0013] 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. [0014] 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.
[0015] 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 AI), wo es um das Bereitstellen von ultrafeinen Gefügen geht (mit einer Ultrafeinkörnigkeit mit einer mittleren Korngrösse von ca . 1 pm), zielt die Erfindung in eine andere Richtung . Ausserdem kommt in der beispielhaft genannten Patentanmeldung WO2014095082 AI ein Doppelglühverfahren zum Einsatz, das mit anderen Temperaturen und Verfahrensabläufen arbeitet. Stahlprodukte, die nach dem Verfahren von WO2014095082 AI hergestellt wurden, haben eine deutlich ausgeprägte Streckgrenze.
[0016] Gemäß Erfindung werden eine besonders geeignete Mangan-Stahl- Legierung und ein optimiertes Verfahren zum Temperaturbehandeln eines Mangan-Stahlzwischenprodukts bereitgestellt. [0017] 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 (AI), 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.
[0018] 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. [0019] 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.
[0020] 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.
[0021] Der genannte Steigungswert ist vorzugsweise bei allen Ausführungsformen wie folgt definiert SK = 7,83± 10% und besonders vorzugsweise bei SK = 7,83. [0022] 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 Tl. [0023] Vorzugsweise zeigt die erste Glühtemperatur Tl bei allen Ausführungsformen eine Abhängigkeit vom genannten Manganbereich der Legierung, die wie folgt definiert ist: Tl > TKG-
[0024] Besonders bevorzugt sind Ausführungsformen der Erfindung, bei einer kritischen Temperatur TK > (866 - SK * Mangananteil) Grad Celsius, wobei gilt: SK = 7,83±10%.
[0025] 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.
[0026] Vorzugsweise liegt die zweite Glühtemperatur T2 bei allen Ausführungsformen im Bereich zwischen den Temperaturen Ai und A3. [0027] Es werden vorteilhafte Ergebnisse erzielt, falls der zweite Temperaturbehandlungsprozess inklusive des Erwärmens des Stahl¬ zwischenprodukts, 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.
[0028] Die Erfindung lässt sich besonders vorteilhaft auf Legierungen anwenden, bei denen der Anteil der einen oder mehreren Legierungselemente im folgenden Bereich liegt:
[0029] Vorteilhafte Ergebnisse zeigen sich bei allen Ausführungsformen, bei denen als Mikrolegierungselemente Elemente der folgenden Gruppe eingesetzt werden : Titan (Ti), Niob (Nb), Vanadium (V).
[0030] Die Erfindung ermöglicht erstmals das Bereitstellen von Stahlzwischenprodukten, die eine Lüdersdehnung AL aufweisen, die geringer ist als 3% und vorzugsweise geringer als 1%. [0031] Gleichzeitig haben die Stahlzwischenprodukte der Erfindung vorzugsweise bei allen Ausführungsformen eine mittlere primäre Austenit-Korngrösse, die grösser ist als 3 pm .
[0032] 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.%. [0033] 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
[0034] 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.
[0035] 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.
[0036] 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 Feuer- verzinkungsanlage durchgeführt werden. [0037] 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.
[0038] Mit der Erfindung kann somit der Dressiergrad reduziert oder ganz vermieden werden.
[0039] 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%.
[0040] 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. [0041] Es ist ein Vorteil der Erfindung, dass Stahlzwischenprodukte hergestellt werden können, die aufgrund der reduzierten Lüdersdehnung eine (Mindest-) Bruchdehnung (Aso) aufweisen, die grösser ist als 10%.
[0042] Es ist ein Vorteil der Erfindung, dass die Stahlzwischenprodukte aufgrund der reduzierten Lüdersdehnung eine erhöhte technisch nutzbare Dehnung aufweisen. [0043] 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. [0044] Die Erfindung kann auch eingesetzt werden, um Warmband-Stahlprodukte bereit zu stellen.
[0045] Weitere vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung bilden die Gegenstände der abhängigen Ansprüche.
ZEICHNUNGEN
[0046] Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im Folgenden unter Bezugnahme auf die Zeichnungen näher beschrieben.
Fl G. 1 zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, bei dem die (Mindest-)
Bruchdehnung (Aso) in Prozent über die Zugfestigkeit (Rm) in MPa für verschiedene Stähle für die Automobilindustrie aufgetragen sind;
Fl G. 2 zeigt ein schematisiertes Spannungs-Dehnungs-Diagramm eines
Stahl produkts, das eine deutlich ausgeprägte Streckgrenze (Lüdersdehnung AL) aufweist;
Fl G. 3 zeigt ein schematisiertes Diagramm, das die beiden
Temperaturbehandlungsprozesse zeigt;
Fl G. 4 zeigt in Form eines schematisierten Diagramms die kritische
Temperatur TK und den Verlauf der entsprechenden kritischen
Temperaturgrenze TKG; 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 Tl darstellt, wobei in diesem Diagramm die entsprechenden Kurven von zwei unterschiedlichen Proben gezeigt sind;
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
[0047] Gemäß Erfindung geht es um Stahlprodukte, respektive um Stahlzwischenprodukte, die sich durch eine spezielle Gefügekonstellation und Eigenschaften auszeichnen.
[0048] 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 Mikro- legierungselementen). Die Legierungszusammensetzung des Stahlzwischenprodukts weicht im Normalfall nur unwesentlich von der Legierungszusammensetzung der Schmelze ab. [0049] 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.
[0050] 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.
[0051] Das Temperaturbehandeln des Stahlzwischenprodukts umfasst einen ersten Temperaturbehandlungsprozess S. l und einen nachfolgenden zweiten Temperaturbehandlungsprozess S.2. Diese beiden Temperaturbehandlungsprozesse S. l und S.2 sind in Fig. 3 in zwei nebeneinander gezeigten Temperatur-Zeit-Diagrammen dargestellt.
[0052] Bei dem ersten Temperaturbehandlungsprozess S. l handelt es sich um ein Hochtemperaturverfahren, bei dem das Stahlzwischenprodukt während einer ersten Haltedauer Δ1 einer ersten Glühtemperatur Tl ausgesetzt wird (dieser Schritt wird auch als Halten Hl bezeichnet). Die Glühtemperatur Tl liegt während des Haltens H l oberhalb einer kritischen Temperaturgrenze TKG -
[0053] Der Verlauf dieser kritischen Temperaturgrenze TKG ist (unter anderem) abhängig vom Mangananteil Mn der Legierung des Mangan-Stahl- Zwischenprodukts, 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. [0054] 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. [0055] 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 .
[0056] 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.
[0057] In Fig . 4 sind durch die erwähnten Kreissymbole die folgenden vier Proben gezeigt: Typ4, 18; Typl, 1; Typ3, 14 und Typ7, 24 (die Bezeichnung Typ4, 18 steht beispielweise für die Legierungszusammensetzung vom Typ4, Beispiel Nr. 18).
[0058] 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:
TK = (866 - SK * Mangananteil) (1) [0059] 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. [0060] Die Untersuchungen haben ergeben, dass der Steigungswert SK vorzugsweise bei allen Ausführungsformen = 7,83± 10% beträgt.
[0061] 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.
[0062] Diese Gerade 8 kann durch folgende Gleichung (2) umschrieben werden, wobei TKG in Grad Celsius angegeben ist:
TKG = (856 - SK * Mangananteil) (2)
[0063] Die Gerade 8 liegt parallel zu der Geraden 7. [0064] Es kann die folgende Bedingung postuliert werden : Bei Stahllegierungen des Mangan-Stahlzwischenprodukts, wie bereits definiert, muss die erste Glühtemperatur Tl 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%.
[0065] 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 Tl . Da die erste Glühtemperatur Tl 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. [0066] Anhand des schematischen Beispiels der Fig. 3 ist zu erkennen, dass die erste Glühtemperatur Tl oberhalb der Temperaturgrenze TKG liegt und dass die zweite Glühtemperatur T2 im Bereich zwischen Ai und A3 liegt. Die zweite Temperaturbehandlung S.2 wird in diesem Fall auch als interkritisches Glühen bezeichnet. [0067] Die erste Haltedauer Δ1 beträgt bei allen Ausführungsformen vorzugsweise mindestens 10 Sekunden und vorzugsweise zwischen 10 Sekunden und 6000 Minuten.
[0068] 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 Temperatur-behandlungsprozess S.2 kann nach Bedarf gewählt werden. Typischerweise wird der zweite Temperaturbehandlungsprozess S.2 kurz nach dem ersten Temperaturbehandlungsprozess S.l durchgeführt.
[0069] Bevorzugt sind Ausführungsformen, bei denen der erste Temperaturbehandlungsprozess S.l inklusive des Erwärmens El des Stahlzwischenprodukts, des Haltens Hl der ersten Glühtemperatur Tl und des Abkühlens Abi des Stahlzwischenprodukts weniger als 7000 Minuten dauert.
[0070] 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.
[0071] Weiterhin konnte gezeigt werden, dass die deutliche Reduzierung der Lüdersdehnung AL davon unabhängig ist, ob der erste Temperaturbehandlungsprozess S.l 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. [0072] 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. [0073] Das Erhöhen der ersten Glühtemperatur Tl 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. [0074] Fig. 5 zeigt sowohl die Reduktion der Lüdersdehnung AL in Prozent als auch die Abhängigkeit der mittleren ursprünglichen Austenitkorngröße (DUAK M) in pm mit zunehmender Glühtemperatur Tl für zwei beispielhafte Proben vom Typl und Typ2 (siehe auch Tabelle 1), wie folgt. [0075] Chemische Zusammensetzung der Legierungsproben vom Typl ohne Mikrolegierung :
Mn = 5,08 Gew.%,
C = 0,096 Gew.%,
Rest Eisen Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
[0076] 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.
[0077] Man kann der Fig. 5 entnehmen, dass bei der untersuchten Legierungszusammensetzung vom Typl (dargestellt durch die Kurve 9), die kritische Temperaturgrenze TKGI ~820°C beträgt, wenn man für diese Legierungszusammensetzung vom Typl eine Lüdersdehnung erreichen möchte, die kleiner als 3% ist. Die Kurve 10 zeigt den dazugehörigen Verlauf der mittlerem ursprünglichem Austenitkorngrenze DUAK M I, in Abhängigkeit von der Temperatur Tl . Für das Beispiel Typl ergibt sich eine Korngröße hierfür mit >3pm. [0078] 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 Tl . Für das Beispiel Typ2 ergibt sich eine Korngröße hierfür mit >8pm. Das Mikrolegierungselement Niob (Nb) hat einen erkennbaren Einfluss, der sich als Verschiebung von TKG2 (im Vergleich zu TKGI) ZU einer höheren kritischen Temperatur für AL < 3% zeigt.
[0079] Die Kurven 10 und 12 in Fig. 5 zeigen, dass die ursprüngliche Austenit- Korngröße mit zunehmender Temperatur Tl steigt. [0080] Anhand der zuvor genannten Gleichung (2), kann für die Legierungszusammensetzungen vom Typl die untere kritische Temperaturgrenze TKGI wie folgt ermittelt werden :
TKGI = (856 - 7,83 * 5) = ~817°C (2.1)
[0081] In Fig. 5 ist die entsprechende untere kritische Temperaturgrenze TKGI als strichlierte vertikale Linie eingezeichnet. Man kann erkennen, dass die Legierungszusammensetzungen vom Typl ab einer Glühtemperatur Tl > TKGI eine mittlere Korngrösse aufweisen, die > 3 pm beträgt. Die untere kritische Temperaturgrenze TKGI ist in Fig. 4 durch ein kleines schwarzes Dreieck gekennzeichnet.
[0082] Anhand der Gleichung (2) kann für die Legierungszusammensetzungen vom Typ2 die untere kritische Temperaturgrenze TKG2 wie folgt ermittelt werden :
TKG2 = (856 - 7,83 * 5) = ~817°C = TKGI (2.2)
[0083] 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 Typl . In Fig . 5 ist die entsprechende effektive untere kritische Temperaturgrenze T*KG2 als strichlierte vertikale Linie eingezeichnet. Bei Legierungszusammensetzungen vom Typ2 muss die Glühtemperatur Tl > T*KG2 = TKG2 + 150°C sein . Die sich daraus ergebende mittlere ursprüngliche austenitische Korngröße liegt in diesem Fall > 8 pm .
[0084] Fig . 6 zeigt ein schematisiertes Diagramm, das die Spannung σ in M Pa 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.
[0085] 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. l und einem nachfolgenden zweiten Temperaturbehandlungsprozess S.2 unterzogen . Dabei waren alle Prozessparameter identisch, ausser dass beim ersten Temperaturbehandlungsprozess S. l die erste Glühtemperatur Tl wie folgt variiert wurde (siehe Spalte 2 der folgenden Tabelle 3) :
[0086] 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 . [0087] 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~2,6% auf. Die Temperatur Tl 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.
[0088] Die Kurve 13.2 repräsentiert eine weitere beispielhafte Probe (Typ3, 15 der Tabelle 2) vom Typ3, wobei hier Streckgrenze immer noch leicht ausgeprägt ist.
[0089] Eine weitere identische Probe (siehe die strichpunktierte Kurve 13.3 in Fig . 6) wurde bei einer höheren Temperatur Tl = 900°C (d.h. bei Tl > TKG) temperaturbehandelt und es ist keine ausgeprägte Streckgrenze mehr sichtbar. Es handelt sich hier um Typ3, 16 der Tabelle 2.
[0090] 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. [0091] 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 Typl, Typ2 und Typ3) im Bereich von ca. 700 bis 1000 MPa und mit einer Bruchdehnung Aso im Bereich von ca . 20 bis 40%.

Claims

Ansprüche
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 (AI), 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. l) und einen nachfolgenden zweiten Temperaturbehandlungsprozess (S.2) umfasst, dadurch gekennzeichnet, dass es sich
- bei dem ersten Temperaturbehandlungsprozess (S. l) um ein
Hochtemperaturverfahren handelt, bei dem das Stahlzwischenprodukt während einer ersten Haltedauer (Δ1) einer ersten Glühtemperatur (Tl) 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, und wobei dieser Steigungswert SK = 7,83 ± 10%, vorzugsweise SK = 7,83 beträgt,
- 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 (Tl).
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die erste
Glühtemperatur (Tl) in dem genannten Manganbereich (MnB) eine
Abhängigkeit aufweist, die wie folgt definiert ist: Ti RJ (866 - SK *
Mangananteil) Grad Celsius.
3. 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.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Glühtemperatur (T2) im Bereich zwischen den Temperaturen Ai und A3 liegt, wobei es sich bei Ai um die Starttemperatur der
Austenitisierung und bei A3 um die Starttemperatur der Vollaustenitisierung handelt.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite
Glühtemperatur (T2) im Bereich von 630°C bis 675 °C 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, d der Anteil der einen oder mehreren Legierungselemente im folgenden Bereich liegt:
Silizium (Si) < 3 Gew.%, und vorzugsweise < 2 Gew.%, Aluminium (AI) < 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. l) 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 Temperaturbehandlungsprozess (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. l) 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 nach Anspruch 15, 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 nach Anspruch 15, 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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