EP3535431A1 - Mittelmanganstahlprodukt zum tieftemperatureinsatz und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Mittelmanganstahlprodukt zum tieftemperatureinsatz und verfahren zu seiner herstellung

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EP3535431A1
EP3535431A1 EP17798132.1A EP17798132A EP3535431A1 EP 3535431 A1 EP3535431 A1 EP 3535431A1 EP 17798132 A EP17798132 A EP 17798132A EP 3535431 A1 EP3535431 A1 EP 3535431A1
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EP
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steel product
steel
weight
optional
rolling
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EP17798132.1A
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EP3535431B1 (de
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Peter PALZER
Manuel Otto
Kai Köhler
Thomas Evertz
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Salzgitter Flachstahl GmbH
Original Assignee
Salzgitter Flachstahl GmbH
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    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
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    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the invention relates to a medium manganese steel product for use at low temperatures and a process for its preparation in the form of a
  • the invention relates to the production of a steel product from a medium manganese steel with excellent low temperature toughness and / or high strength, for use in temperature ranges to at least minus
  • steel products such as steel strips (hot or cold rolled), are considered as steel products
  • the steel has a notched impact strength of 70 J at -196 ° C and consists of the elements (contents in% by weight and based on the
  • Molten steel C: to 0.01 to 0.06; Mn: 2.0 to 8.0; Ni: 0.01 to 6.0; Mo: 0.02 to 0.6; Si: 0.03 to 0.5; AI: 0.003 to 0.05; N: 0.0015 to 0.01; P: up to 0.02; S: up to 0.01; as well as residual iron and unavoidable impurities.
  • This steel should be distinguished by the fact that it is cheaper to produce than the steels previously used for this purpose up to 9% by weight of nickel.
  • a method for producing a flat steel product from the above-described high-strength medium manganese steel comprises the following steps: - heating a steel slab to a temperature of 1000 ° C to 1250 ° C, - rolling the slab with a rolling temperature of 950 ° C or less with a reduction rate (Rolling degree) of 40% or less, - cooling the rolled steel to a temperature of 400 ° C or less at a cooling rate of 2 ° K / s or more, - and after cooling, tempering the steel for 0.5 to 4 hours at a temperature between 550 ° C and 650 ° C.
  • the structure of the steel points as
  • a door booster tube containing, in addition to iron, the following elements: C: 0.15 to 0.25%; Mn: 3.4 to 6.1%; P: max. 0.03%; S: max. 0.03%; Si: max. 0.6%; AI: 0.05%; Ni, Cr, Mo: 0 to 1%; V: 0 to 0.15%.
  • a structural composition of the steel is not described.
  • U.S. Patent No. 5,310,431 discloses a corrosion-resistant martensitic steel containing, in addition to iron and impurities, the following elements: C: 0.05 to 0.15%; Cr: 2 to 15%; Co: 0.1 to 10%; Ni: 0.1 to 4%, Mo: 0.1 to 2%; Ti: 0.1 to 0.75%; B: ⁇ 0.1%; N: ⁇ 0.02%.
  • the described steel may also contain, for example, ⁇ 5% Mn.
  • the publication US 2014/0230971 A1 discloses a high-strength steel sheet with excellent deformation properties and a method for its production.
  • the steel sheet consists of the following elements (in weight%): C: 0.03 to 0.35; Si: 0.5 to 3; Mn: 3.5 to 10; P: ⁇ 0.1; S: ⁇ 0.01; N: ⁇ 0.08.
  • a microstructure is given with more than 30% ferrite and more than 10% residual austenite.
  • the publication WO 2006/01 1503 A1 also describes a steel sheet whose chemical composition in% by weight is given as follows: C: 0.0005 to 0.3; Si: ⁇ 2.5; Mn: 2.7 to 5; P: ⁇ 0.15; S: ⁇ 0.015; Mo: 0.15 to 1.5; B: 0.0006 to 0.01; AI: ⁇ 0.15 and balance iron and unavoidable impurities. Characteristic of such a steel strip is a high modulus of elasticity of greater than 230 Gpa in the rolling direction.
  • European Patent Application EP 2 055 797 A1 relates to a ferromagnetic, iron-based alloy whose composition contains one or more of the following elements in% by weight: Al: 0.01 to 1: 1; Si: 0.01 to 7; Cr: 0.01 to 26 and balance iron and unavoidable impurities.
  • the alloy can also contain 0.01 to 5 wt .-% Mn and other elements.
  • TRIP steels which have a predominantly ferritic basic structure with embedded retained austenite, which during a forming too Can convert martensite (TRIP effect). Because of its high work hardening, the TRIP steel achieves high levels of uniform elongation and tensile strength. TRIP steels are used, among other things, in structural, chassis and crash-relevant components of vehicles as sheet metal blanks as well as welded blanks.
  • WO 2005/061 152 A1 discloses hot strips made of TRIP / TWIP steels with manganese contents of 9 to 30% by weight, wherein the melt is poured over a horizontal strip casting plant to a preliminary strip of between 6 and 15 mm and subsequently is rolled to a hot strip.
  • the present invention based on the object to provide a steel product from a manganese-containing steel, which is inexpensive to produce and an advantageous combination of strength and
  • the equation 0.1 1 ⁇ C + Al ⁇ 3 is satisfied with optional addition of one or more of the following elements: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca and Sn,
  • the alloy composition contains at least one or more of the elements B, V, Nb, Co, W or Zr in addition to Ni, with optional addition of one or more of the following elements: Ti, Cr, Cu, Ca and Sn,
  • Martensite an excellent low-temperature toughness at temperatures below room temperature to at least -196 ° C and a good combination of strength, elongation and forming properties.
  • Medium manganese steel product (medium manganese steel) on the basis of the alloying elements C, Mn, Al, Mo and Si cost-effective because of an increased addition of nickel of up to 9% by weight to achieve the
  • Low temperature toughness can generally be dispensed with.
  • Steel product according to the invention has a stable austenite at low temperatures to at least - 196 ° C, which converts at the earliest at a deformation at low temperatures, but otherwise present metastable to stable.
  • the steel product according to the invention can be used as a substitute for high-Ni-containing steels in low-temperature applications, such as in the fields of shipbuilding, boiler construction / container construction, construction machinery, transport vehicles, crane construction, mining, mechanical and plant engineering, power plant industry, oilfield pipes, Petrochemicals, wind turbines, penstocks, precision tubes, tubes in general and for the substitution of high-alloy steels, in particular Cr, CrN, CrMnN, CrNi, CrMnNi steels.
  • the optionally alloyed elements advantageously have the following contents in% by weight: Ti: 0.002 to 0.5; V: 0.006 to 0.1; Cr: 0.05 to 4; Cu: 0.05 to 2; Nb: 0.003 to 0.1; B: 0.0005 to 0.014; Co: 0.003 to 3; W: 0.03 to 2; Zr: 0.03 to 1; Ca: ⁇ 0.004 and Sn: ⁇ 0.5
  • the steel product according to the invention in particular in the form of a seamless tube, has a multiphase structure consisting of 2 to 90% by volume, preferably up to 80% by volume or up to 70% by volume austenite, less than 40% by volume, preferably less than 20% by volume of ferrite and / or bainite and the remainder martensite or tempered martensite and optionally a TRIP and / or TWIP effect.
  • Part of the martensite is present as tempered martensite and part of the austenite of up to 90% may be in the form of annealing or deformation twins.
  • the steel may optionally comprise both a TRIP and TWIP an effect, wherein a portion of the austenite during subsequent deformation / ⁇ indentation /
  • the steel product of the present invention is also characterized by increased resistance to delayed fracture and hydrogen embrittlement. This is achieved mainly by a precipitation of molybdenum carbide, which acts as a hydrogen trap.
  • the steel has a high resistance to
  • Liquid metal embrittlement (LME) during welding Liquid metal embrittlement (LME) during welding.
  • the steel according to the invention is particularly suitable for the production of heavy plate or of hot and cold strip and welded and seamless tubes, which can be provided with metallic or non-metallic, organic or other inorganic coatings.
  • the steel product at room temperature has a yield strength Rp0.2 of 450-1,150 MPa, a tensile strength Rm of 500-2,100 MPa and an elongation at break A50 of more than 6% to 45%, with higher tensile strengths tend to be associated with lower elongations at break and vice versa.
  • a flat specimen with an initial measuring length A50 was used in accordance with DIN 50 125. Alloying elements are usually added to the steel in order to specifically influence certain properties. An alloying element in different steels can influence different properties. The effect and interaction generally depends substantially on the amount, the presence of other alloying elements and the dissolution state in the material.
  • Carbon C is required for the formation of carbides, stabilizes the austenite and increases the strength. Higher contents of C deteriorate the welding properties and lead to the deterioration of the elongation and toughness properties, therefore, a maximum content of less than 0.3% by weight is set. In order to achieve a fine precipitation of carbides, a minimum addition of 0.01% by weight is required. For an optimal combination of mechanical
  • the C content is advantageously set to 0.03 to 0.15% by weight.
  • Mn stabilizes the austenite, increases strength and toughness, and optionally allows deformation-induced martensite and / or twin formation in the alloy of the present invention. Contents less than 4% by weight are not sufficient to stabilize the austenite and thus worsen the
  • a range of 4 to ⁇ 8% by weight is preferred.
  • Aluminum AI AI serves to deoxidize the melt.
  • An AI content of 0.003 Weight% and more serves to deoxidize the melt. This results in a higher cost when casting.
  • Al contents of more than 2.9% by weight deteriorate the elongation properties.
  • higher Al contents significantly worsen the casting behavior in continuous casting. Therefore, a maximum content of 2.9% by weight and a minimum content of more than 0.003% by weight are set.
  • the steel has an Al content of 0.03 to 0.4% by weight.
  • a minimum content (in% by weight) of more than 0.1 1 and less than 3 should be maintained, whereby the strength of the austenite in particular increased by C, but the rejection of undesirable coarse carbides is suppressed by AI.
  • a content of C + Al of 3% by weight or more deteriorates the
  • Silicon Si Addition of Si at levels greater than 0.02% by weight inhibits carbon diffusion, reduces specific gravity, and increases strength and elongation and toughness properties. Furthermore, an improvement in cold rollability by alloying Si could be observed. Contents of more than 0.8% by weight lead to embrittlement of the material and negatively influence the hot and cold rollability as well as the coatability, for example by galvanizing. Therefore, a maximum content of 0.8% by weight and a minimum content of 0.02% by weight are set. Levels of 0.08 to 0.3% by weight have been found to be optimal.
  • Mo acts as a carbide former, increasing strength and increasing resistance to hydrogen induced delayed cracking and cracking
  • Phosphorus P is a trace element or trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphor boosts
  • Solid solution solidifies the hardness and improves the hardenability.
  • it is usually attempted to lower the phosphorus content as much as possible, since it is highly susceptible to segregation, among other things, by its low diffusion rate and greatly reduces the toughness.
  • the addition of phosphorus to the grain boundaries can cause cracks along the grain boundaries during hot rolling.
  • phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior by up to 300 ° C.
  • Phosphorus content is limited to values less than 0.04% by weight.
  • S S, like phosphorus, is bound as a trace element or accompanying element in iron ore or is introduced by coke during production via the blast furnace route. It is generally undesirable in steel, as it tends to segregate severely and has a strong embrittlement, which increases the elongation and elongation
  • N is also a companion element of steelmaking. In the dissolved state, it improves the strength and toughness properties of steels containing more than or equal to 4% by weight of Mn. Low Mn-alloyed steels of less than 4% by weight tend to have a strong aging effect in the presence of free nitrogen. The nitrogen diffuses even at low
  • the nitrogen in the form of nitrides is possible, for example, by alloying aluminum and / or titanium and Nb, V, B, aluminum nitrides in particular having a negative effect on the forming properties of the alloy according to the invention.
  • the nitrogen content is less than 0.02% by weight. limited.
  • Titanium Ti When added as an option, Ti acts as a fine grain carbide former, enhancing its strength, toughness, and elongation properties. Furthermore, Ti reduces intergranular corrosion. Contents of Ti exceeding 0.5% by weight deteriorates the elongation properties, therefore, a maximum content of Ti of 0.5% by weight is set. Optionally, a minimum content of 0.002 is set to advantageously precipitate nitrogen with Ti. Vanadium V: If added as an option, V acts as a carbide-forming agent that refines grain, thereby improving its strength, toughness, and elongation properties. Contents of V of more than 0.1% by weight give no further advantages, which is why a maximum content of 0.1% by weight is determined. Optionally, a minimum content of 0.006% by weight is set, which is necessary for a separation of very fine carbides.
  • Chromium Cr With optional addition Cr increases the strength and reduces the
  • Corrosion rate retards ferrite and pearlite formation and forms carbides.
  • the maximum content is set at 4% by weight, as higher contents are one
  • Efficacy Minimum Cr content is set at 0.05% by weight.
  • Nickel Ni The optional addition of at least 0.005 wt.%, Preferably 0.01 wt.% Nickel stabilizes the austenite, especially at lower temperatures, and improves strength and
  • the maximum content is set here for cost reasons to 3% by weight.
  • a maximum content of Ni of 1% by weight has been found.
  • a particularly inexpensive alloy system can be achieved if, in combination with manganese, the following condition is met: 6 ⁇ 1.5 Mn + Ni ⁇ 8.
  • Copper Cu reduces the corrosion rate and increases the strength. Contents of more than 2% by weight deteriorate the manufacturability by forming low-melting phases during casting and hot rolling, which is why a maximum content of 2% by weight. In order to achieve a strength-increasing effect by Cu, a minimum of 0.05% by weight is set.
  • Niob Nb acts as a carbide former to fine grain, thereby improving strength, toughness, and elongation properties. Contents of Nb of more than 0.1% by weight give no further advantages, which is why a maximum content of 0.1% by weight is determined. Optionally, a minimum content of 0.003% by weight is set, which is necessary for a precipitation of very fine carbides.
  • Co increases the strength of the steel and stabilizes the austenite. Contents of more than 3% by weight deteriorate the elongation properties, which is why optionally a maximum content of 3% by weight is determined. Preferably, an optional minimum content of 0.003% by weight is provided, which in addition to the
  • Tungsten W acts as a carbide former and increases strength. Contents of W of more than 2% by weight deteriorate the elongation properties, therefore, one
  • Zirconium Zr acts as a carbide former and improves strength. Contents of Zr of more than 1% by weight deteriorate the elongation properties, therefore, a
  • Ca is used to modify non-metallic oxide inclusions, which could otherwise result in undesirable alloy failure due to inclusions in the structure which act as stress concentration sites and weaken the metal composite. Furthermore, Ca improves the
  • Sn Sn increases strength but, similar to copper, accumulates at higher temperatures below the scale and grain boundaries. It leads by penetration into the grain boundaries to the formation of low-melting phases and associated with cracks in the structure and solder brittleness, which is why an optional
  • a steel product in the form of a flat steel product, such as hot strip, cold strip or plate, is delivered according to the invention by a method comprising the steps:
  • Weight% Ti: 0.002 to 0.07; V: 0.006 to 0.1; Cr: 0.05 to 4; Ni: 0.01 to 3; Cu: 0.05 to 2; Nb: 0.003 to 0.1; B: 0.0005 to 0.014; Co: 0.003 to 3; W: 0.03 to 2; Zr: 0.03 to 1; Ca: less than 0.004; Sn: less than 0.5 on the process route
  • Blast furnace steel plant or electric arc furnace steelworks each with optional vacuum treatment of the melt Pouring the molten steel into a preliminary strip by means of a horizontal or vertical continuous strip casting process, or casting the molten steel into a slab or thin slab by means of a horizontal or vertical slab or thin slab casting process,
  • annealing the cold strip in an annealing plant with an annealing time of 0.3 to 24 h and temperatures of 500 ° C. to 840 ° C., preferably 520 ° C. to 600 ° C. with an annealing time of 0.5 to 6 h,
  • the flat steel product having excellent low temperature toughness at temperatures below -196 ° C and a good combination of strength, elongation and forming properties.
  • Endge sleepges not already on the hot or cold strip but optionally only after the tube made, wherein the annealing of the tube in an annealing at an annealing time of 0.3 to 24 h and temperatures of 500 ° C to 840 ° C, preferably 520 ° C to 600 ° C with an annealing time of 0.5 to 6 h.
  • the tube may have a one- or two-sided organic or inorganic
  • Typical thickness ranges for pre-strip are 1 mm to 35 mm and for slabs and thin slabs 35 mm to 450 mm. It is preferably provided that the slab or thin slab is hot rolled into a heavy plate having a thickness of about 3 mm to 200 mm or a hot strip having a thickness of 0.8 mm to 28 mm, or the preliminary near-cast cast slab into a hot strip having a thickness of 0.8 mm to 3 mm is hot rolled.
  • the cold strip according to the invention has a thickness of at most 3 mm, preferably 0.1 mm to 1, 4 mm.
  • the cold rolling of the hot strip may take place at room temperature or advantageously at elevated temperature before the first pass, in one or more rolling passes.
  • Cold rolling at elevated temperature is advantageous to reduce rolling forces and promote the formation of twinned twins (TWIP effect).
  • Advantageous temperatures of the rolling stock before the first pass are 60 ° C to 450 ° C.
  • the steel strip can be dressed after cold rolling, thereby adjusting the surface texture (topography) needed for the final application.
  • the casting can be done for example by means of the Pretex® method.
  • the flat steel product thus produced receives a surface refinement, for example by electrolytic galvanizing or hot-dip galvanizing and instead of galvanizing or additively a coating on an organic or inorganic basis.
  • the coating systems may, for example, organic coatings, plastic coatings or paints or other inorganic coatings such as iron oxide layers be.
  • the flat steel product produced according to the invention can be used both as sheet metal,
  • Sheet metal section or board used or further processed to a longitudinal or spiral seam welded pipe used or further processed to a longitudinal or spiral seam welded pipe.
  • Ti 0.002 to 0.07
  • V 0.006 to 0.1
  • Cr 0.05 to 4
  • Cu 0.05 to 2
  • Nb 0.003 to 0.1
  • B 0.0005 to 0.014
  • Co 0.003 to
  • the equation 0.1 1 ⁇ C + Al ⁇ 3 is satisfied, with optional addition of one or more of the following elements: Ti: 0.002 to 0.07; V: 0.006 to 0.1; Cr: 0.05 to 4; Cu: 0.05 to 2; Nb: 0.003 to 0.1; B: 0.0005 to 0.014; Co: 0.003 to 3; W: 0.03 to 2; Zr: 0.03 to 1; Ca: less than 0.004; Sn: less than 0.5,
  • the alloy composition contains, besides Ni, at least one or more of the elements B, V, Nb, Co, W or Zr, with optional addition of one or more of the following elements: Ti: 0.002 to 0.07; Cr: 0.05 to 4; Cu: 0.05 to 2; Ca: less than 0.004; Sn: less than 0.5 via the process route blast furnace steelworks or electric arc furnace steelworks each with optional vacuum treatment of the melt;
  • Hot rolling into a seamless tube for example in a plug mill, cross-rolling mill, release mill, die mill, rolling mill, continuous rolling mill, Pilger rolling mill or a bumper system with, for example, the following procedure: Production of a hollow block from a bloom, subsequent elongation
  • Hydroforming optionally at a temperature from room temperature to below Ac3 temperature, preferably 60 ° C to 450 ° C.
  • a solid block (round cast bar) is essentially understood to mean a continuous casting section produced by round continuous casting which already has a desired length.
  • the elongation at break A50 of the X8Ni9 was converted according to DIN ISO 2566/1 from the breaking elongation A5,65 according to the standard to a sample cross section of 20 mm.
  • the elongation characteristics stand for the elongation in the rolling direction.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Stahlprodukt für Tieftemperatureinsatz mit einer Mindest-Kerbschlagarbeit bei -196 °C in Querrichtung von ≥ 50 J/cm2 mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gewichts-%: C: 0,01 bis < 0,3, bevorzugt 0,03 bis 0,15; Mn: 4 bis < 10, bevorzugt 4 bis < 8; Al: 0,003 bis 2,9, bevorzugt 0,03 bis 0,4; Mo: 0,01 bis 0,8, bevorzugt 0,1 bis 0,5; Si: 0,02 bis 0,8, bevorzugt 0,08 bis 0,3; Ni: 0,005 bis 3, bevorzugt 0,01 bis 3; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei - für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 6 < 1,5 Mn + Ni < 8 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca und Sn- oder für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 0,11 < C + Al < 3 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca und Sn- oder die Legierungszusammensetzung neben Ni mindestens eines oder mehrere der Elemente B, V, Nb, Co, W oder Zr enthält, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, Cr, Cu, Ca und Sn, aufweisend ein Gefüge bestehend aus 2 bis 90 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.-% Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit. Dieses Stahlprodukt ist kostengünstig herstellbar und weist eine vorteilhafte Kombination von Festigkeits- und Dehnungseigenschaften bei tiefen Temperaturen sowie optional einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt auf. Auch betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes in Form eines Stahlflachproduktes oder eines nahtlosen Rohres.

Description

Mittelmanganstahlprodukt zum Tieftemperatureinsatz und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein mittelmanganhaltiges Stahlprodukt zum Einsatz bei tiefen Temperaturen und ein Verfahren zu seiner Herstellung in Form eines
Stahlflachproduktes oder eines nahtlosen Rohres.
Insbesondere betrifft die Erfindung die Herstellung eines Stahlproduktes aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit hervorragender Tieftemperaturzähigkeit und/oder hoher Festigkeit, für den Einsatz in Temperaturbereichen bis mindestens minus
196 °C, welcher optional einen TRIP (TRansformation Induced Plasticity)- und/oder TWIP (TWinning Induced Plasticity )-Effekt aufweist. Als Stahlprodukte werden im Folgenden insbesondere Stahlflachprodukte wie Stahlbänder (warm- oder
kaltgewalzt) oder Grobbleche sowie daraus hergestellte, geschweißte Rohre aber auch nahtlose Rohre verstanden.
Aus der europäischen Offenlegungsschrift EP 2 641 987 A2 sind ein
mittelmanganhaltiger hochfester Stahl und ein Verfahren zur Herstellung dieses Stahls bekannt. Der Stahl weist eine Kerbschlagzähigkeit von 70 J bei -196 °C auf und besteht aus den Elementen (Gehalte in Gewichts-% und bezogen auf die
Stahlschmelze): C: bis 0,01 bis 0,06; Mn: 2,0 bis 8,0; Ni: 0,01 bis 6,0; Mo: 0,02 bis 0,6; Si: 0,03 bis zu 0,5; AI: 0,003 bis 0,05; N: 0,0015 bis 0,01 ; P: bis zu 0,02; S: bis zu 0,01 ; sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Dieser Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als die bislang für diesen Einsatzzweck verwendeten bis zu 9 Gewichts-% Nickel enthaltenden Stähle. Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus dem vorbeschriebenen höherfesten mittelmanganhaltigen Stahl, umfasst die folgenden Arbeitsschritte: - Aufheizen einer Stahlbramme auf eine Temperatur von 1000 °C bis 1250 °C, - Walzen der Bramme mit einer Walzendtemperatur von 950°C oder weniger mit einer Reduktionsrate (Walzgrad) von 40 % oder weniger, - Kühlen des gewalzten Stahls auf eine Temperatur von 400°C oder weniger mit einer Kühlrate von 2 °K/s oder mehr, - und im Anschluss an das Kühlen Anlassen des Stahls für 0,5 bis 4 Stunden bei einer Temperatur zwischen 550 °C und 650 °C. Das Gefüge des Stahls weist als
Hauptphase Martensit und 3 bis 15 Vol.-% Restaustenit auf. In der US-Patentschrift 5,256,219 wird ein mittelmanganhaltiger Stahl für ein
Türverstärkerrohr offenbart, der neben Eisen die folgenden Elemente enthält: C: 0,15 bis 0,25%; Mn: 3,4 bis 6,1 %; P: max. 0,03%; S: max. 0,03%; Si: max. 0,6 %; AI: 0,05%; Ni, Cr, Mo: 0 bis 1 %; V: 0 bis 0,15%. Eine Gefügezusammensetzung des Stahls wird nicht beschrieben.
Die US-Patentschrift 5,310,431 offenbart einen korrosionsfesten, martensitischen Stahl, der neben Eisen und Verunreinigungen die folgenden Elemente enthält: C: 0,05 bis 0,15%; Cr: 2 bis 15%; Co: 0,1 bis 10%; Ni: 0,1 bis 4%, Mo: 0,1 bis 2%; Ti: 0,1 bis 0,75%; B: < 0,1 %; N: < 0,02%. Daneben kann der beschriebene Stahl auch beispielsweise < 5% Mn enthalten.
Aus der Offenlegungsschrift US 2014/0230971 A1 ist ein hochfestes Stahlblech mit exzellenten Verformungseigenschaften sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung bekannt. Neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht das Stahlblech aus den folgenden Elementen (in Gew.-%): C: 0,03 bis 0,35; Si: 0,5 bis 3; Mn: 3,5 bis 10; P: < 0,1 ; S: < 0,01 ; N: < 0,08. Eine Mikrostruktur wird mit mehr als 30% Ferrit und mehr als 10% Rest-Austenit angegeben. Auch die Offenlegungsschrift WO 2006/01 1503 A1 beschreibt ein Stahlblech, dessen chemische Zusammensetzung in Gew.-% wie folgt angegeben ist: C: 0,0005 bis 0,3; Si: < 2,5; Mn: 2,7 bis 5; P: < 0,15; S: < 0,015; Mo: 0,15 bis 1 ,5; B: 0,0006 bis 0,01 ; AI: < 0,15 sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Kennzeichnend für ein derartiges Stahlband ist ein hoher Elastizitätsmodul von größer 230 Gpa in Walzrichtung.
Die europäische Offenlegungsschrift EP 2 055 797 A1 betrifft eine ferromagnetische, Eisen-basierte Legierung dessen Zusammensetzung eines oder mehrere der folgenden Elemente in Gew.-% enthält: AI: 0,01 bis 1 1 ; Si: 0,01 bis 7; Cr: 0,01 bis 26 sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Optional kann die Legierung auch 0,01 bis 5 Gew.-% Mn sowie weitere Elemente enthalten.
Ferner sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 1 13 A1 bereits sogenannte TRIP-Stähle beschrieben, die ein überwiegend ferritisches Grundgefüge mit eingelagertem Restaustenit aufweisen, der während einer Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der TRIP-Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. Zum Einsatz kommen TRIP-Stähle u. a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen von Fahrzeugen als Blechplatinen sowie als geschweißte Platinen.
Des Weiteren sind aus der Offenlegungsschrift WO 2005/061 152 A1 Warmbänder aus TRIP/TWIP-Stählen mit Mangan-Gehalten von 9 bis 30 Gewichts-% bekannt, wobei die Schmelze über eine horizontale Bandgießanlage zu einem Vorband zwischen 6 und 15 mm vergossen und anschließend zu einem Warmband ausgewalzt wird.
Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Stahlprodukt aus einem manganhaltigen Stahl anzugeben, welches kostengünstig herstellbar ist und eine vorteilhafte Kombination von Festigkeits- und
Dehnungseigenschaften bei tiefen Temperaturen sowie optional einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt aufweist. Des Weiteren soll ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahl produktes angegeben werden.
Diese Aufgabe wird durch ein erfindungsgemäßes Stahlprodukt mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben. Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlproduktes wird mit den Merkmalen des Anspruchs 18 oder 22 und dessen Unteransprüchen angegeben. Erfindungsgemäß bietet ein mittelmanganhaltiges Stahlprodukt für
Tieftemperatureinsatz mit einer Mindest-Kerbschlagarbeit bei -196 °C in Querrichtung von > 50 J/cm2 mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gewichts-%: C: 0,01 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 10; AI: 0,003 bis 2,9; Mo: 0,01 bis 0,8; Si: 0,02 bis 0,8; Ni: 0,005 bis 3, bevorzugt 0,01 bis 3; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei
- für die Legierungszusammensetzung die Gleichung
6 < 1 ,5 Mn + Ni < 8 erfüllt ist mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca und Sn,
- oder für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 0,1 1 < C + AI < 3 erfüllt ist mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca und Sn,
- oder die Legierungszusammensetzung neben Ni mindestens eines oder mehrere der Elemente B, V, Nb, Co, W oder Zr enthält mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, Cr, Cu, Ca und Sn,
aufweisend ein Gefüge bestehend aus 2 bis 90 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.- % Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit beziehungsweise angelassenem
Martensit, eine hervorragende Tieftemperaturzähigkeit bei Temperaturen unter Raumtemperatur bis mindestens -196°C und eine gute Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften.
Die vorgenannten Merkmale bezüglich der beiden Gleichungen und der zusätzlichen Legierungselemente neben Ni sind als Alternativen nebengeordnet zu verstehen und daher jeweils durch„oder" voneinander getrennt. Außerdem ist die Herstellung dieses erfindungsgemäßen manganhaltigen
Stahlproduktes mit mittlerem Mangangehalt (medium manganese steel) auf der Basis der Legierungselemente C, Mn, AI, Mo und Si kostengünstig, da auf eine erhöhte Zugabe von Nickel von bis zu 9 Gewichts-% zur Erreichung der
Tieftemperaturzähigkeit im Allgemeinen verzichtet werden kann. Das
erfindungsgemäße Stahlprodukt weist auch bei tiefen Temperaturen bis mindestens - 196 °C einen stabilen Austenitanteil auf, welcher frühestens bei einer Verformung bei tiefen Temperaturen umwandelt, sonst jedoch metastabil bis stabil vorliegt. Dieser bei den tiefen Temperaturen vorliegende Austenitanteil von mindestens 2 Vol-% verbessert die Tieftemperaturzähigkeit und damit die Dehnungseigenschaften.
Vorteilhaft kann das erfindungsgemäße Stahlprodukt als Substitut für hoch-Ni-haltige Stähle bei Tieftemperaturanwendungen eingesetzt werden, wie zum Beispiel in den Bereichen Schiffsbau, Kesselbau/Behälterbau, Baumaschinen, Transportfahrzeuge, Kranbau, Bergbau, Maschinen- und Anlagenbau, Kraftwerksindustrie, Ölfeld-Rohre, Petrochemie, Windkraftan lagen, Druckrohrleitungen, Präzisionsrohre, Rohre allgemein und zur Substitution hochlegierter Stähle, insbesondere Cr-, CrN, CrMnN-, CrNi-, CrMnNi-Stähle.
Die optional zulegierten Elemente weisen vorteilhaft folgende Gehalte in Gewichts-% auf: Ti: 0,002 bis 0,5; V: 0,006 bis 0,1 ; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1 ; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1 ; Ca: < 0,004 und Sn: < 0,5
Das erfindungsgemäße Stahlprodukt, insbesondere in Form eines nahtlosen Rohres, weist ein mehrphasiges Gefüge, bestehend aus 2 bis 90 Vol.-%, vorzugsweise bis 80 Vol.-% beziehungsweise bis 70 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.-%, vorzugsweise weniger als 20 Vol.-% Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit beziehungsweise angelassenen Martensit und optional einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt auf. Ein Teil des Martensits liegt als angelassener Martensit vor und ein Teil des Austenits von bis zu 90 % kann in Form von Glüh- oder Verformungszwillingen vorliegen. Der Stahl kann optional sowohl einen TRIP- als auch einen TWIP-Effekt aufweisen, wobei ein Teil des Austenits während einer nachfolgenden Verformung/^Einformung/
Verarbeitung des Stahlbandes in Martensit umwandeln kann, wobei mindestens 20 % des ursprünglichen Austenits erhalten bleiben müssen, um die
Tieftemperatureigenschaften zu gewährleisten.
Das erfindungsgemäße Stahlprodukt zeichnet sich außerdem durch einen erhöhten Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung (delayed fracture) und gegenüber Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) aus. Dies wird vorwiegend durch eine Ausscheidung von Molybdänkarbid erreicht, welches als Wasserstofffalle (trap) fungiert. Zudem weist der Stahl einen hohen Widerstand gegenüber
Flüssigmetallversprödung (LME) beim Schweißen auf.
Die Verwendung des Begriffs„bis" in der Definition der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 bis 1 Gewichts-%, bedeutet, dass die Eckwerte - im Beispiel 0,01 und 1 - mit eingeschlossen sind.
Der erfindungsgemäße Stahl eignet sich insbesondere zur Erzeugung von Grobblech oder von Warm- und Kaltband sowie geschweißten und nahtlosen Rohren, welche mit metallischen oder nichtmetallischen, organischen oder sonstigen anorganischen Überzügen versehen werden können.
In vorteilhafter Weise weist das Stahlprodukt bei Raumtemperatur eine Dehngrenze Rp0,2 von 450 bis 1 150 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 500 bis 2100 MPa und eine Bruchdehnung A50 von mehr als 6 % bis 45 % auf, wobei höheren Zugfestigkeiten tendenziell geringere Bruchdehnungen und umgekehrt zuzuordnen sind. Für die Bruchdehnungsuntersuchungen mit Zugversuch wurde gemäß DIN 50 125 eine Flachprobe mit einer Anfangsmeßlänge A50 verwendet. Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen erheblich von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die
Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher eingegangen werden. Nachfolgend werden die positiven Effekte der erfindungsgemäß verwendeten Legierungselemente beschrieben: Kohlenstoff C: C wird benötigt zur Bildung von Karbiden, stabilisiert den Austenit und erhöht die Festigkeit. Höhere Gehalte an C verschlechtern die Schweißeigenschaften und führen zur Verschlechterung der Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein maximaler Gehalt von weniger als 0,3 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine feine Ausscheidung von Karbiden zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,01 Gewichts-% erforderlich. Für eine optimale Kombination aus mechanischen
Eigenschaften und der Schweißbarkeit wird der C-Gehalt vorteilhaft auf 0,03 bis 0,15 Gewichts-% festgelegt.
Mangan Mn: Mn stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht optional eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte kleiner 4 Gewichts-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die
Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von 10 Gewichts-% und mehr der Austenit zu stark stabilisiert wird, somit die verformungsinduzierten Mechanismen TRIP- und TWIP- Effekt nicht ausreichend wirksam werden und dadurch die
Festigkeitseigenschaften, insbesondere die 0,2 % Dehngrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Bereich von 4 bis < 8 Gewichts-% bevorzugt. Aluminium AI: AI dient zur Desoxidation der Schmelze. Ein AI-Gehalt von 0,003 Gewichts-% und mehr dient zur Desoxidation der Schmelze. Hierdurch entsteht ein höherer Aufwand beim Vergießen. AI-Gehalte von mehr als 0,03 Gewichts-% desoxidieren die Schmelze vollständig, beeinflussen das Umwandlungsverhalten und verbessern die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften. Gehalte an AI von mehr als 2,9 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Auch verschlechtern höhere AI-Gehalte das Gießverhalten im Strangguss deutlich. Daher wird ein maximaler Gehalt von 2,9 Gewichts-% und ein minimaler Gehalt von mehr als 0,003 Gewichts-% festgelegt. Bevorzugt aber weist der Stahl einen AI-Gehalt von 0,03 bis 0,4 Gewichts-% auf.
Des Weiteren sollte optional bei Gehalten an Ni > 0,01 Gewichts-% für die Summe aus C und AI ein Mindestgehalt (in Gewichts-%) von mehr als 0,1 1 und weniger als 3 eingehalten werden, wodurch die Festigkeit des Austenits insbesondere durch C erhöht, jedoch die Ausscheidung unerwünscht grober Karbide durch AI unterdrückt wird. Ein Gehalt an C + AI von 3 Gewichts-% und mehr verschlechtert die
Festigkeitseigenschaften und erschwert die Herstellung. Bei Summengehalten von C + AI von 0,1 1 Gewichts-% oder weniger können Zugfestigkeiten von > 1200 MPa nach der abschließenden Wärmebehandlung mit der angegebenen Legierung nicht erreicht werden.
Silizium Si: Die Zugabe von Si in Gehalten von mehr als 0,02 Gewichts-% behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Des Weiteren konnte eine Verbesserung der Kaltwalzbarkeit durch Zulegieren von Si beobachtet werden. Gehalte von mehr als 0,8 Gewichts-% führen zu einer Versprödung des Werkstoffs und beeinflussen die Warm- und Kaltwalzbarkeit sowie die Beschichtbarkeit, beispielsweise durch Verzinken, negativ. Daher wird ein maximaler Gehalt von 0,8 Gewichts-% und ein minimaler Gehalt von 0,02 Gewichts-% festgelegt. Als optimal haben sich Gehalte von 0,08 bis 0,3 Gewichts-% herausgestellt.
Molybdän Mo: Mo wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegenüber wasserstoffinduzierter verzögerter Rissbildung und
Wasserstoffversprödung. Gehalte an Mo von über 0,8 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,8 Gewichts-% und ein für eine ausreichende Wirksamkeit erforderliche Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% festgelegt wird. Als vorteilhaft in Bezug auf eine Festigkeitssteigerung in Kombination mit möglichst geringen Kosten hat sich ein Gehalt an Mo von 0,1 bis 0,5 Gewichts-% erwiesen. Phosphor P: P ist ein Spuren- oder Begleitelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch
Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark seigerungsanfällig ist und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen können Risse entlang der Korngrenzen beim Warmwalzen auftreten. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten um bis zu 300 °C herauf. Aus vorgenannten Gründen ist der
Phosphorgehalt auf werte kleiner 0,04 Gewichts-% begrenzt.
Schwefel S: S ist wie Phosphor als Spuren- oder Begleitelement im Eisenerz gebunden oder wird bei der Erzeugung über die Hochofenroute durch Koks eingetragen. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt, wodurch die Dehnungs- und
Zähigkeitseigenschaften verschlechtert werden. Es wird daher versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine
Tiefentschwefelung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf werte kleiner 0,02 Gewichts-% begrenzt. Stickstoff N: N ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Er verbessert im gelösten Zustand bei höher manganhaltigen Stählen mit größer oder gleich 4% Gewichts-% Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-Iegierte Stähle mit weniger als 4 Gewichts-% neigen in Gegenwart von freiem Stickstoff zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen
Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen
Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist beispielsweise durch Zulegieren von Aluminium und/oder Titan sowie Nb, V, B möglich, wobei sich insbesondere Aluminiumnitride negativ auf die Umformeigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung auswirken. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf weniger als 0,02 Gewichts-% begrenzt.
Titan Ti: Bei optionaler Zugabe wirkt Ti als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Des Weiteren vermindert Ti die interkristalline Korrosion. Gehalte an Ti von über 0,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximagehalt an Ti von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,002 festgelegt, um Stickstoff mit Ti vorteilhaft auszuscheiden. Vanadium V: Bei optionaler Zugabe wirkt V als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte an V von über 0,1 Gewichts-% ergeben keine weiteren Vorteile, weshalb ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,006 Gewichts-% festgelegt, welcher für eine Ausscheidung feinster Karbide notwendig ist.
Chrom Cr: Bei optionaler Zugabe steigert Cr die Festigkeit und verringert die
Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit 4 Gewichts-% festgelegt, da höhere Gehalte eine
Verschlechterung der Dehnungseigenschaften zur Folge haben. Ein für die
Wirksamkeit minimaler Cr-Gehalt wird mit 0,05 Gewichts-% festgelegt.
Nickel Ni: Die optionale Zugabe von mindestens 0,005 Gewichts-%, vorzugsweise von 0,01 Gewichts-% Nickel bewirkt eine Stabilisierung des Austenits insbesondere bei tieferen Temperaturen und verbessert die Festigkeits- und
Zähigkeitseigenschaften und vermindert die Karbidbildung. Der maximale Gehalt wird hierbei aus Kostengründen auf 3 Gewichts-% festgelegt. Als besonders wirtschaftlich hat sich ein Maximalgehalt an Ni von 1 Gewichts-% herausgestellt. Ein besonders kostengünstiges Legierungssystem kann erreicht werden, wenn in Kombination mit Mangan folgende Bedingung erfüllt ist: 6 <1 ,5 Mn + Ni < 8.
Kupfer Cu: Cu verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte von größer 2 Gewichts-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen weshalb ein Maximalgehalt von 2 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine festigkeitssteigernde Wirkung durch Cu zu erreichen, wird ein Minimum von 0,05 Gewichts-% festgelegt.
Niob Nb: Bei optionaler Zugabe wirkt Nb als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte an Nb von über 0,1 Gewichts-% ergeben keine weiteren Vorteile, weshalb ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,003 Gewichts-% festgelegt, welcher für eine Ausscheidung feinster Karbide notwendig ist.
Bor B: B verzögert die Austenitumwandlung, verbessert die
Warmumformeigenschaften von Stählen und erhöht die Festigkeit bei
Raumtemperatur. Es entfaltet seine Wirkung bereits bei sehr geringen
Legierungsgehalten. Gehalte oberhalb 0,008 Gewichts-% verschlechtern die
Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften zunehmend, weshalb der Maximalgehalt auf 0,014 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,0005 Gewichts-% festgelegt, um die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft zu nutzen. Kobalt Co: Co erhöht die Festigkeit des Stahls und stabilisiert den Austenit. Gehalte von über 3 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% festgelegt wird. Bevorzugt wird ein optionaler Mindestgehalt von 0,003 Gewichts-% vorgesehen, welcher neben den
Festigkeitseigenschaften insbesondere die Austenitstabilität vorteilhaft beeinflusst.
Wolfram W: W wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit. Gehalte an W von über 2 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein
Maximalgehalt von 2 Gewichts-% W festgelegt wird. Zur wirksamen Ausscheidung von Karbiden wird ein optionaler Minimalgehalt von 0,03 Gewichts-% festgelegt.
Zirkonium Zr: Zr wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 1 Gew-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein
Maximalgehalt von 1 Gewichts-% festgelegt wird. Um eine Ausscheidung von Karbiden zu ermöglichen, wird ein optionaler Minimalgehalt von 0,03 Gewichts-% festgelegt. Kalzium Ca: Ca wird zur Modifikation nichtmetallischer oxidischer Einschlüsse genutzt, welche sonst zu einem unerwünschten Versagen der Legierung durch Einschlüsse im Gefüge, welche als Spannungskonzentrationsstellen wirken und den Metallverbund schwächen, führen könnten. Des Weiteren verbessert Ca die
Homogenität der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte oberhalb von 0,004 Gewichts-% Ca ergeben keinen weiteren Vorteil bei der Einschlussmodifikation, verschlechtern die Herstellbarkeit und sind aufgrund des hohen Dampfdrucks von Ca in Stahlschmelzen zu vermeiden. Daher ist ein optionaler Maximalgehalt von 0,004 Gewichts-% vorgesehen.
Zinn Sn: Sn steigert die Festigkeit, reichert sich jedoch, ähnlich Kupfer, bei höheren Temperaturen unter der Zunderschicht und an den Korngrenzen an. Es führt durch Eindringen in die Korngrenzen zur Bildung niedrig schmelzender Phasen und damit verbunden zu Rissen im Gefüge und zu Lotbrüchigkeit, weshalb optional ein
Maximalgehalt von kleiner 0,5 Gewichts-% vorgesehen wird.
Ein Stahlprodukt in Form eines Stahlflachprodukts, wie zum Beispiel Warmband, Kaltband oder Grobblech, wird erfindungsgemäß geliefert durch ein Verfahren, umfassend die Schritte:
- Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend in Gewichts-%: C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 10; AI: 0,003 bis 2,9; Mo: 0,01 bis 0,8; Si: 0,02 bis 0,8; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente in
Gewichts-%: Ti: 0,002 bis 0,07; V: 0,006 bis 0,1 ; Cr: 0,05 bis 4; Ni: 0,01 bis 3; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1 ; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1 ; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5 über die Prozessroute
Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze; - Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
- Erwärmen auf eine Walztemperatur von 1050 °C bis 1250 °C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze heraus,
- Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Grobblech mit einer Dicke von über 3 bis 200 mm oder einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 bis 28 mm, mit einer Walzendtemperatur von 650 °C bis 1050 °C, - Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 100 °C bis 600 °C,
- optional Beizen des Warmbandes,
- optional Glühen des Grobbleches oder des Warmbandes in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h,
- optional Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur oder erhöhter
Temperatur von 60 °C bis 450 °C vor dem ersten Walzstich in einem oder mehreren Walzstichen auf eine Dicke von < 3 mm mit einem Abwalzgrad von 10 bis 90%, vorzugsweise 30 bis 60%,
- optional Glühen des Kaltbandes in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h,
- optional Dressieren des Warm- oder Kaltbandes,
- optional elektrolytisches Verzinken, Feuerverzinken oder Beschichten mit einer organischen oder anorganischen Beschichtung, wobei das Stahlflachprodukt eine hervorragende Tieftemperaturzähigkeit bei Temperaturen von unter -196 °C und eine gute Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften aufweist.
Im Falle einer Weiterverarbeitung des Stahlflachproduktes zu einem längsnaht- oder spiralnahtgeschweißten Rohr, kann das zur Erzielung der geforderten
Tieftemperaturzähigkeit erforderliche Glühen und damit die Einstellung des
Endgefüges nicht schon am Warm- oder Kaltband sondern optional erst nach der Rohrherstellung erfolgen, wobei das Glühen des Rohres in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h erfolgt. Falls erforderlich, kann das Rohr nach dem Glühen eine ein- oder beidseitige organische oder anorganische
Beschichtung erhalten.
In Bezug auf weitere Vorteile wird auf die vorstehenden Ausführungen zu dem erfindungsgemäßen Stahl verwiesen.
Übliche Dickenbereiche für Vorband sind 1 mm bis 35 mm sowie für Brammen und Dünnbrammen 35 mm bis 450 mm. Vorzugsweise ist vorgesehen, dass die Bramme oder Dünnbramme zu einem Grobblech mit einer Dicke von über 3 mm bis 200 mm oder einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 mm bis 28 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 mm bis 3 mm warmgewalzt wird. Das erfindungsgemäße Kaltband hat eine Dicke von höchstens 3 mm, vorzugsweise 0,1 mm bis 1 ,4 mm.
Im Zusammenhang mit dem vorstehenden erfindungsgemäßen Verfahren wird ein endabmessungsnah mit dem Zwei-Rollen Gießverfahren erzeugtes Vorband mit einer Dicke von kleiner gleich 3 mm, vorzugsweise 1 mm bis 3 mm, bereits als Warmband verstanden. Das so als Warmband produzierte Vorband weist, bedingt durch die eingebrachte Umformung der beiden gegenläufig drehenden Walzen, keine originäre Gussstruktur auf. Ein Warmwalzen findet somit bereits inline während des Zwei- Rollen-Gießverfahrens statt, so dass ein separates Warmwalzen optional entfallen kann.
Das Kaltwalzen des Warmbandes kann bei Raumtemperatur oder vorteilhaft bei erhöhter Temperatur vor dem ersten Walzstich, in einem oder mehreren Walzstichen stattfinden. Das Kaltwalzen bei erhöhter Temperatur ist vorteilhaft, um die Walzkräfte zu reduzieren und die Bildung von Verformungszwillingen (TWIP-Effekt) zu begünstigen. Vorteilhafte Temperaturen des Walzgutes vor dem ersten Walzstich betragen 60 °C bis 450 °C. Falls erforderlich, kann das Stahlband nach dem Kaltwalzen dressiert werden, wodurch die für die Endanwendung benötigte Oberflächenstruktur (Topographie) eingestellt wird. Das Dressieren kann beispielsweise mittels des Pretex®-Verfahrens erfolgen. In einer vorteilhaften Weiterbildung erhält das so hergestellte Stahlflachprodukt eine Oberflächenveredelung, beispielsweise durch elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken sowie anstelle der Verzinkung oder additiv eine Beschichtung auf organischer oder anorganischer Basis. Die Beschichtungssysteme können zum Beispiel organische Beschichtungen, Kunststoffbeschichtungen oder Lacke oder anderweitige anorganische Beschichtungen wie beispielsweise Eisenoxidschichten sein.
Das erfindungsgemäß hergestellte Stahlflachprodukt kann sowohl als Blech,
Blechabschnitt oder Platine verwendet oder zu einem längs- oder spiralnaht geschweißtem Rohr weiterverarbeitet werden.
Sollen als Stahlprodukte nahtlose Rohre hergestellt werden, so können diese erfindungsgemäß vorteilhaft mit folgenden Verfahrensschritten erzeugt werden:
- Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 10; AI: 0,003 bis 2,9; Mo: 0,01 bis 0,8; Si: 0,02 bis 0,8; P: < 0,04; S: < 0,02; N:
< 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei
- für die Legierungszusammensetzung die Gleichung
6 < 1 ,5 Mn + Ni < 8 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; V: 0,006 bis 0,1 ; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1 ; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis
3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1 ; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5,
- oder für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 0,1 1 < C + AI < 3 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; V: 0,006 bis 0,1 ; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1 ; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1 ; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5,
- oder die Legierungszusammensetzung neben Ni mindestens eines oder mehrere der Elemente B, V, Nb, Co, W oder Zr enthält, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5 über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze;
- Vergießen des Stahls in einem Stranggießverfahren zu einem Strang und Teilen des Strangs in einen Stranggussabschnitt, insbesondere einen massiven Block,
- Erwärmen des Blocks auf eine Umformtemperatur von 700 °C bis 1250 °C,
- Lochen des auf Umformtemperatur befindlichen Blocks zu einem Hohlblock
- Optional Wieder-Erwärmen des Hohlblocks vor einem Warmwalzen auf 700 °C bis 1250 °C
- Warmwalzen zu einem nahtlosen Rohr, beispielsweise in einem Stopfenwalzwerk, Schrägwalzwerk, Lösewalzwerk, Diescherwalzwerk, Asselwalzwerk, Kontiwalzwerk, Pilgerwalzwerk oder einer Stoßbankanlage mit beispielsweise folgendem Ablauf: Fertigung eines Hohlblocks aus einem Vorblock, anschließendes Elongieren
(Strecken) des Hohlblocks zu einer Luppe (dickwandiges Rohr) und Fertigwalzen der Luppe zum Rohr
- Optional Zwischenerwärmen zwischen den Walzschritten auf eine Temperatur von 60 °C bis 1250 °C
- Optional Fertigwalzen des nahtlosen Rohres bei einer Temperatur von
Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450°C unter bevorzugter Ausnutzung des TWIP-Effekts
- Optionales Beizen des Rohres
- Optional Nachwalzen oder Kalibrierwalzen oder sonstige anschließendes Umformen des Rohres beispielsweise Ziehen mittels Reduzierring, Aufweiten oder
Innenhochdruckumformen, optional bei einer Temperatur von Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C
- Optional Ausnutzen des TRIP-Effektes bei Umformen von Raumtemperatur bis 60 °C zur Erzielung einer höheren Festigkeit
- Optional Ausnutzen des TWIP-Effektes bei Umformen in einem Temperaturbereich von 60 °C bis 450 °C zur Erzielung einer höheren Restbruchdehnung und höheren Streckgrenze
- Optional abschließendes Wärmebehandeln bei 400 °C bis 900 °C für 1 min bis 24 h in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlich arbeitenden Glüheinrichtung, wobei kürzere Zeiten tendenziell höheren Temperaturen zugeordnet werden und umgekehrt
- Optional Weiterverarbeiten des nahtlosen Rohres zu einem Bauteil mittels
Innenhochdruckumformung, Halbwarmumformung oder Halbwarm- Innenhochdruckumformung.
Unter einem massiven Block (round cast bar) wird im Wesentlichen ein durch Rundstrangguss hergestellter Stranggussabschnitt verstanden, der bereits eine gewünschte Länge aufweist.
Im Zusammenhang mit den vorgenannten Verfahren wird ausdrücklich darauf hingewiesen, dass die als optional angegeben Verfahrensschritte alle oder jede Unterkombination hiervon auch zwingend in dem Verfahren vorgesehen werden können. Als Halbwarmumformung bzw. Halbwarm-Innenhochdruckumformung werden hier Umform- und Innenhochdruckumformverfahren bezeichnet, bei welchen mindestens der erste Umformschritt bei einer Temperatur oberhalb Raumtemperatur bis unterhalb der Ac3-Temperatur, bevorzugt bei 60 °C bis 450 °C, stattfindet.
Es wurden Versuche zur Untersuchung der mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Stahlprodukte mit beispielhaften Legierungen 1 und 2 sowie mit einer Normlegierung durchgeführt. Die Normlegierung und Legierungen 1 und 2 enthalten die folgenden Elemente in den aufgeführten Gehalten in Gew.-%:
Die aus den vorgenannten Legierungen hergestellten Stahlprodukte wurden unterschiedlichen Wärmebehandlungen unterzogen und die Kerbschlagarbeit entsprechend dem Charpy Kerbschlagversuch mit V-Kerb gemessen:
Auch wurden Eigenschaften der aus den vorgenannten Legierungen hergestellten Stahlbänder bei gleichem Behandlungszustand bestimmt. Nachfolgend dargestellt sind Kennwerte für Warmband/Grobblech:
Legierung Re (obere Streckgrenze) Rm Bruchdehnung
[MPa] [MPa] (A50) [%]
X8Ni9/1.5662 (Norm) > 585 680 - 820 > 13,7
Leg. 1 790 820 17,6 Leg. 2 855 867 1 1 ,5
Die Bruchdehnung A50 des X8Ni9 wurde gemäß DIN ISO 2566/1 aus der Bruchdehnung A5,65 gemäß Norm auf einen Probenquerschnitt von 20 mm umgerechnet. Die Dehnungskennwerte stehen für die Dehnung in Walzrichtung.

Claims

Patentansprüche
1 . Stahlprodukt für Tieftemperatureinsatz mit einer Mindest-Kerbschlagarbeit bei -196 °C in Querrichtung von > 50 J/cm2 mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gewichts-%: C: 0,01 bis < 0,3, bevorzugt 0,03 bis 0,15; Mn: 4 bis < 10, bevorzugt 4 bis < 8; AI: 0,003 bis 2,9, bevorzugt 0,03 bis 0,4; Mo: 0,01 bis 0,8, bevorzugt 0,1 bis 0,5; Si: 0,02 bis 0,8, bevorzugt 0,08 bis 0,3; Ni: 0,005 bis 3, bevorzugt 0,01 bis 3; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei
- für die Legierungszusammensetzung die Gleichung
6 < 1 ,5 Mn + Ni < 8 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca und Sn
- oder für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 0,1 1 < C + AI < 3 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, V, Cr, Cu, Nb, B, Co, W, Zr, Ca und Sn
- oder die Legierungszusammensetzung neben Ni mindestens eines oder mehrere der Elemente B, V, Nb, Co, W oder Zr enthält, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti, Cr, Cu, Ca und Sn,
aufweisend ein Gefüge bestehend aus 2 bis 90 Vol.-% Austenit, weniger als 40 Vol.- % Ferrit und/oder Bainit und Rest Martensit.
2. Stahlprodukt nach Anspruch 1 , aufweisend einen Gehalt an Ti in Gewichts-%: 0,002 bis 0,5.
3. Stahlprodukt nach Anspruch 1 oder 2, aufweisend einen Gehalt an V in Gewichts- %: 0,006 bis 0,1.
4. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 3, aufweisend einen Gehalt an Cr in Gewichts-%: 0,05 bis 4.
5. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 4, aufweisend einen Gehalt an Cu in Gewichts-%: 0,05 bis 2.
6. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, aufweisend einen Gehalt an Nb in Gewichts-%: 0,003 bis 0,1.
7. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, aufweisend einen Gehalt an B in Gewichts-%: 0,0005 bis 0,014.
8. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 7, aufweisend einen Gehalt an Co in Gewichts-%: 0,003 bis 3.
9. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 8, aufweisend einen Gehalt an W in Gewichts-%: 0,03 bis 2.
10. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 9, aufweisend einen Gehalt an Zr in Gewichts-%: 0,03 bis 1 .
1 1. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 10, aufweisend einen Gehalt an Ca in Gewichts-%: < 0,004.
12. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 1 1 , aufweisend einen Gehalt an Sn in Gewichts-%: < 0,5.
13. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge des Stahlprodukts, insbesondere eines nahtlosen Rohres, einen Austenitanteil von 2 bis 80 Vol.-%, vorzugsweise 2 - 70 Vol.-%, einen Ferrit- bzw. Bainit-Anteil von unter 20 Vol.-% und Rest Martensit aufweist.
14. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass ein Anteil von mindestens 20 % des Martensits als angelassener Martensit vorliegt.
15. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass ein Anteil von bis zu 90 % des Austenits in Form von Glühoder Verformungszwillingen vorliegt.
16. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl eine Dehngrenze Rp0,2 von 450 bis 1050 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 500 bis 1500 MPa und eine Bruchdehnung A50 von mehr als 6 bis 45% aufweist.
17. Stahlprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch
gekennzeichnet, dass das Stahlprodukt metallisch, anorganisch oder organisch beschichtet ist und optional auf die Beschichtung eine oder mehrere weitere metallische, sonstige anorganische oder organische Beschichtungen aufgebracht sind.
18. Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes in Form eines
Stahlflachproduktes, umfassend die Schritte:
- Erschmelzen einer Stahlschmelze nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 12 über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder den Lichtbogenofenprozess jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze;
- Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines
endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
- Erwärmen auf eine Walztemperatur von 1050 °C bis 1250 °C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze heraus,
- Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Grobblech mit einer Dicke von über 3 bis 200 mm oder einem Warmband mit einer Dicke von 0,8 bis 28 mm mit einer Walzendtemperatur von 650 °C bis 1050 °C, - Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 100 °C bis 600 °C, - optional Beizen des Warmbandes,
- optional Glühen des Grobbleches oder des Warmbandes in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h,
- optional Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur oder erhöhter
Temperatur vor dem ersten Walzstich in einem oder mehreren Walzstichen auf eine Dicke von < 3 mm mit einem Abwalzgrad von 10 bis 90%, vorzugsweise 30 bis 60%,
- optional Glühen des Kaltbandes in einer Glühanlage bei einer Glühzeit von 0,3 bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840 °C, bevorzugt 520 °C bis 600 °C bei einer Glühzeit von 0,5 bis 6 h,
- optional Dressieren des Warm- oder Kaltbandes, - optional elektrolytisches Verzinken, Feuerverzinken oder Beschichten mit einer organischen oder anorganischen Beschichtung.
19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass der erste Walzstich beim Kaltwalzen des Warmbandes bei einer Temperatur von 60 °C bis 450 °C erfolgt.
20. Verfahren nach Anspruch 18 und 19, dadurch gekennzeichnet, dass das
Stahlflachprodukt zu einem Bauteil weiterverarbeitet wird.
21 . Verfahren nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, dass das Bauteil ein längsnahtgeschweißtes oder spiralnahtgeschweißtes Rohr ist.
22. Verfahren zur Herstellung eines Stahlproduktes in Form eines nahtlosen Rohres, umfassend die Schritte:
- Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 10; AI: 0,003 bis 2,9; Mo: 0,01 bis 0,8; Si: 0,02 bis 0,8; Ni: 0,005 bis 3, bevorzugt 0,01 bis 3; P: < 0,04; S: < 0,02; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, wobei
- für die Legierungszusammensetzung die Gleichung
6 < 1 ,5 Mn + Ni < 8 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; V: 0,006 bis 0,1 ; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1 ; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1 ; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5
- oder für die Legierungszusammensetzung die Gleichung 0,1 1 < C + AI < 3 erfüllt ist, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden
Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; V: 0,006 bis 0,1 ; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Nb: 0,003 bis 0,1 ; B: 0,0005 bis 0,014; Co: 0,003 bis 3; W: 0,03 bis 2; Zr: 0,03 bis 1 ; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5
- oder die Legierungszusammensetzung neben Ni mindestens eines oder mehrere der Elemente B, V, Nb, Co, W oder Zr enthält, mit optionaler
Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente: Ti: 0,002 bis 0,07; Cr: 0,05 bis 4; Cu: 0,05 bis 2; Ca: weniger als 0,004; Sn: weniger als 0,5 über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze,
- Vergießen des Stahls in einem Stranggießverfahren zu einem Strang und Teilen des Strangs in einen massiven Block,
- Erwärmen des Blocks auf eine Umformtemperatur von 700 °C bis 1250 °C,
- Lochen des auf Umformtemperatur befindlichen Blocks zu einem Hohlblock,
- Optional Wieder-Erwärmen des Hohlblocks vor einem Warmwalzen auf 700 °C bis 1250 °C,
- Warmwalzen mittels Elongieren des Hohlblocks zu einer Luppe und Fertigwalzen der Luppe zum Rohr,
- Optional Zwischenerwärmen zwischen den Walzschritten auf eine Temperatur von 60 °C bis 1250 °C,
- Optional Fertigwalzen des nahtlosen Rohres bei einer Temperatur von
Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C, unter bevorzugter Ausnutzung des TWIP-Effekts,
- Optionales Beizen des Rohres,
- Optional Nachwalzen oder Kalibrierwalzen,
- Optional anschließendes Umformen oder Ziehen des Rohres,
- Optional Aufweiten oder Innenhochdruckumformen, optional bei einer Temperatur von Raumtemperatur bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C,
- Optional Ausnutzen des TRIP-Effektes beim Umformen von Raumtemperatur bis 60 °C zur Erzielung einer höheren Festigkeit,
- Optional Ausnutzen des TWIP-Effektes beim Umformen in einem Temperaturbereich von 60 °C bis 450 °C zur Erzielung einer höheren Restbruchdehnung und höheren Streckgrenze,
- Optional abschließendes Wärmebehandeln bei 400 °C bis 900 °C für 1 min bis 24 h in einer kontinuierlichen oder stationären Glüheinrichtung, wobei kürzere Zeiten tendenziell höheren Temperaturen zugeordnet werden und umgekehrt,
- Optional Weiterverarbeiten des nahtlosen Rohres zu einem Bauteil mittels
Innenhochdruckumformung, Halbwarmumformung oder Halbwarm- Innenhochdruckumformung.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4299768A1 (de) * 2022-06-29 2024-01-03 Benteler Steel/Tube GmbH Verfahren zur herstellung eines stahlrohres und stahlrohr

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018160462A1 (en) * 2017-03-01 2018-09-07 Ak Steel Properties, Inc. Press hardened steel with extremely high strength
CN110184543B (zh) * 2019-07-04 2021-07-20 广西大学 一种低镍高强汽车钢板及其制造方法
CN110527908A (zh) * 2019-09-06 2019-12-03 武汉科技大学 一种中碳微纳结构贝氏体钢及其热处理方法
CN111961982B (zh) * 2020-09-15 2022-02-01 东北大学 高扩孔率高强度高延伸率的热轧中锰钢板及其制备方法
CN113502440A (zh) * 2021-02-26 2021-10-15 上海交通大学 一种节镍型超低温用高强钢及其热处理工艺
US20220314377A1 (en) * 2021-04-06 2022-10-06 GM Global Technology Operations LLC High-strength steel sheet blank having decarburized outer layers
CN113549745B (zh) * 2021-07-27 2022-09-13 内蒙古工业大学 一种低成本第三代汽车钢加工工艺

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4257808A (en) 1979-08-13 1981-03-24 The United States Of America As Represented By The United States Department Of Energy Low Mn alloy steel for cryogenic service and method of preparation
US5256219A (en) 1990-10-24 1993-10-26 Mannesmann Aktiengesellschaft Steel reinforcement tube
US5310431A (en) 1992-10-07 1994-05-10 Robert F. Buck Creep resistant, precipitation-dispersion-strengthened, martensitic stainless steel and method thereof
JP2001192773A (ja) 2000-01-13 2001-07-17 Sumitomo Metal Ind Ltd ラインパイプ用鋼
JP2005002385A (ja) * 2003-06-10 2005-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法
JP4079053B2 (ja) * 2003-08-18 2008-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 エアバッグ用高強度高靭性継目無鋼管の製造方法
EP1699582B1 (de) 2003-12-23 2013-12-11 Salzgitter Flachstahl GmbH Verfahren zum erzeugen von warmbändern aus leichtbaustahl
CA2575241C (en) 2004-07-27 2011-07-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet having high young's modulus, hot-dip galvanized steel sheet using the same, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, steel pipe having high young's modulus, and methodsfor manufacturing these
RU2269588C1 (ru) * 2004-10-25 2006-02-10 Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") Хладостойкая сталь высокой прочности
KR20090038016A (ko) 2006-08-23 2009-04-17 도꾸리쯔교세이호징 가가꾸 기쥬쯔 신꼬 기꼬 Ｆｅ기 합금 및 그 제조 방법
EP2350332B1 (de) 2008-11-05 2014-05-21 Honda Motor Co., Ltd. Hochfestes stahlblech und herstellungsverfahren dafür
RU2414520C1 (ru) * 2009-06-29 2011-03-20 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Сталь конструкционная с высокой ударной вязкостью при криогенных температурах
JP5392717B2 (ja) * 2009-09-18 2014-01-22 東洋鋼鈑株式会社 給油パイプ
JP5287770B2 (ja) * 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP2383353B1 (de) 2010-04-30 2019-11-06 ThyssenKrupp Steel Europe AG Höherfester, Mn-haltiger Stahl, Stahlflachprodukt aus einem solchen Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung
JP5540885B2 (ja) * 2010-05-20 2014-07-02 新日鐵住金株式会社 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
KR101271974B1 (ko) 2010-11-19 2013-06-07 주식회사 포스코 극저온 인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
EP2692895B1 (de) 2011-03-28 2018-02-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Kaltgewalztes stahlblech und dessen herstellungsmethode
JP5440672B2 (ja) 2011-09-16 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
DE102012013113A1 (de) 2012-06-22 2013-12-24 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl mit einer Mindestzugfestigkleit von 580MPa
KR101510505B1 (ko) * 2012-12-21 2015-04-08 주식회사 포스코 우수한 도금성과 초고강도를 갖는 고망간 용융아연도금강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고망간 용융아연도금강판
CN103422017A (zh) * 2013-08-01 2013-12-04 天津钢管集团股份有限公司 输送温度低于-130℃环境用无缝钢管及其制造方法
CN104131225B (zh) * 2014-07-30 2016-08-24 宝山钢铁股份有限公司 低成本超低温镍钢及其制造方法
US10940556B2 (en) * 2016-08-22 2021-03-09 Jfe Steel Corporation Automotive member having resistance weld

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4299768A1 (de) * 2022-06-29 2024-01-03 Benteler Steel/Tube GmbH Verfahren zur herstellung eines stahlrohres und stahlrohr

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