EP3555337A1 - Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

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EP3555337A1
EP3555337A1 EP17821500.0A EP17821500A EP3555337A1 EP 3555337 A1 EP3555337 A1 EP 3555337A1 EP 17821500 A EP17821500 A EP 17821500A EP 3555337 A1 EP3555337 A1 EP 3555337A1
Authority
EP
European Patent Office
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temperature
flat steel
steel product
heating
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
EP17821500.0A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Manuela AHRENHOLD
Rainer FECHTE-HEINEN
Jens Horstmann
Richard Georg THIESSEN
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG, ThyssenKrupp AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Publication of EP3555337A1 publication Critical patent/EP3555337A1/de
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Definitions

  • the invention relates to a hot-rolled flat steel product, the optimally matched mechanical properties, such as high
  • Tensile strength Rm, high yield strengths Rp and high elongation at break A, in combination with a good formability has, which is characterized by a high hole expansion value, for which is introduced as a letter " ⁇ " ("lambda").
  • hot-rolled flat steel products according to the invention are distinguished by good fatigue strength and wear resistance.
  • the invention relates to a method for producing such a flat steel product.
  • the slabs undergo hot rolling, in which they are rolled in a temperature range which is below the recrystallization temperature but above the A3 temperature.
  • the resulting hot strip is quenched at a quench rate of at least 20 ° C./s to a quench stop temperature which is within the temperature range between the temperature Ms at which
  • the quench stop temperature here is in the range of greater than 200 ° C and less than 400 ° C.
  • the quenched hot strip is called a "partitioning
  • Treatment is carried out to transfer carbon from the martensitic to the austenitic structural constituents, after which the hot strip treated in this way is cooled down to room temperature, leaving essential parameters of the quenching and partitioning treatment open.
  • the object of the invention was to provide a flat steel product with a larger sheet thickness and an optimized combination of properties.
  • the invention has this object by the in
  • Claim 1 specified hot rolled flat steel product solved.
  • the solution according to the invention of the above-mentioned object is that in the production of a flat steel product according to the invention, the steps specified in claim 7 are completed.
  • the invention provides a hot rolled flat steel product and a process suitable for its production.
  • a hot-rolled flat steel product obtained according to the invention and produced according to the invention consists of a steel having the following composition (in% by weight):
  • Ni 0.05-2.0%
  • an inventive hot-rolled flat steel product is characterized by
  • the flat steel product has a tensile strength Rm of 800-1500 MPa, a yield strength Rp greater than 700 MPa, an elongation at break A of 7 to 25% and a hole widening ⁇ of more than 20%,
  • KAM Kernel Average Misalignment
  • Carbon "C” is contained in the molten steel processed according to the invention in contents of 0.1-0.3% by weight. In the first place, C plays a major role in austenite formation. A sufficient C concentration allows full austenitization at temperatures up to 930 ° C, which are below the mill finish temperatures commonly used in hot rolling steels of the type in question. When quenching is already a part of the retained austenite by the invention
  • the strength of the martensite which occurs during the first cooling step (9Q) or during the Last cooling step ( ⁇ 2) is also highly dependent on the C content of the inventively processed steel composition. At the same time, however, the martensite start temperature is shifted to lower temperatures with increasing C content. Too high a C content would therefore lead to difficulties in production, since the achievable
  • Quenching temperature would be shifted to very low temperatures.
  • the C content of a steel processed according to the invention most strongly contributes to a higher CE value compared with other alloying elements, which negatively influences the weldability.
  • the CE value indicates which alloying elements adversely affect the weldability of the steel.
  • the CE value can be calculated as follows:
  • the strength level of the final product can be influenced in a targeted manner.
  • Manganese “Mn” is an important element for the hardenability of steel.
  • manganese reduces the tendency for undesired formation of perlite during cooling.
  • the Mn content is limited to 1, 5 - 3.0 wt .-%.
  • Adjustment of the strength properties can be achieved by the Mn content is 1, 9 - 2.7 wt .-%.
  • Silicon "Si" plays an important role in suppressing perlite formation and carbide formation control. The formation of cementite would bind carbon and would therefore no longer be available for the further stabilization of the retained austenite. On the other hand, too high an Si content deteriorates the elongation at break and the surface quality due to accelerated formation of Rotzunder. A similar effect can be triggered by the addition of AI.
  • a minimum of 0.7 wt .-% Si is required for the adjustment of the inventively provided product properties a minimum of 0.7 wt .-% Si is required.
  • the desired microstructure can be set particularly reliably if contents of at least 1.0% by weight of Si in the inventive composition
  • the Si content can also be adjusted to 0.5-1.1% by weight, as explained in the following paragraph.
  • Aluminum “Al” is used for deoxidation and for setting any nitrogen present. Further, Al may also be used to suppress cementite as mentioned above, but is not as effective as Si. By an increased AI addition, however, the
  • Austenitizing significantly increased, which is why the Zementit- suppression is preferably realized only by Si.
  • an Al content of 0-0.03 wt% which is favorable in terms of austenizing temperature, is provided when Si is contained in contents of at least 1.0% by weight. If, however, the Si content, for example, to
  • Adjustment of an optimized surface quality limited, ie values between 0.5 to 1, 1 wt .-%, preferably 0.7 to 1, 0 wt .-%, set, so AI must have a minimum content of 0.5 wt. % are added to the cementite suppression.
  • the Al content may be particularly production of deoxidized melts to values of at least 0.01% by weight.
  • the restriction of the AI content to max. 1, 5 wt .-%, preferably max. 1, 3 wt .-%, is made to avoid problems when casting the steel.
  • Phosphorus "P” has an unfavorable effect on weldability. Its content in the hot strip according to the invention or in the melt processed according to the invention is therefore not more than 0.1% by weight, P contents of up to 0.02% by weight, in particular less than 0.02% by weight, may be advantageous.
  • Sulfur "S” at higher concentrations leads to the formation of MnS or (Mn, Fe) S, which has a negative effect on the elongation.
  • the S-content is limited to max. 0.03 wt .-% limited, with a limitation of the S contents to max. 0.003 wt .-%, in particular less than 0.003 wt .-%, may be advantageous.
  • Nitrogen "N” leads to the formation of nitrides, which adversely affect the
  • the N content should therefore be less than 0.008 wt .-%. By applying a high degree of technical effort, very low N contents of, for example, less than 0.0010% by weight can be realized. To reduce the technical complexity, the N content may preferably be adjusted to at least 0.0010% by weight and more preferably to at least 0.0015% by weight.
  • Chromium is an effective inhibitor of perlite and can thus reduce the required minimum cooling rate.
  • Cr is the Steel processed according to the invention or the steel of the hot-rolled flat steel product according to the invention is added.
  • a minimum proportion of 0.10 wt.% Cr, preferably 0.15 wt.% Cr is required.
  • the strength is greatly increased by the addition of Cr and there is also a risk of pronounced
  • the Cr content to a maximum of 0.30 wt .-%, preferably max. 0.25% by weight, limited.
  • Molybdenum "Mo" is also a very effective element for suppressing perlite formation.
  • at least 0.05% by weight in particular at least 0.1% by weight, may optionally be added to the steel. Additions of more than 0.25% by weight are below
  • Nickel “Ni”, like Cr, is an inhibitor of perlite and is effective even in small amounts. With optional alloying with Ni of at least 0.05% by weight, in particular at least 0.1% by weight, at least 0.2% by weight or at least 0.3% by weight, this supporting effect can be achieved. With regard to the desired adjustment of the mechanical properties, it is at the same time expedient to limit the Ni content to a maximum of 2.0% by weight, with Ni contents of not more than 1.0% by weight, in particular 0.5% by weight. -% have been found to be particularly practical.
  • the steel of a flat steel product according to the invention may optionally also include micro-alloying elements, such as vanadium "V”, titanium “Ti” or niobium “Nb”, which, by forming very finely divided carbides (or carbonitrides in the simultaneous presence of nitrogen "N") to a higher
  • Effect of B is saturated at a level of about 0.0020 wt .-%, which is also listed as the upper limit.
  • a hot-rolled flat steel product according to the invention has a tensile strength Rm of 800-1500 MPa, a yield strength Rp of more than 700 MPa and an elongation at break A of 7-25%, the tensile strength Rm, the yield strength Rp and the elongation at break A according to DIN EN ISO 6892-1 -2009-12.
  • hot strip according to the invention is characterized by a very good Formability, which is reflected in a determined according to DIN ISO 16630 hole expansion ⁇ of more than 20%.
  • hot strip produced according to the invention has a structure of tempered and unannealed martensite with retained austenite content, whereby bainite, polygonal ferrite, non-polygonal ferrite and cementite may also be present in minor proportions in the structure.
  • the martensite portion of the structure is at least 85 area%, preferably at least 90 area%, of which at least half is tempered martensite. Accordingly, the proportion of retained austenite in a hot-rolled flat steel product according to the invention is at most 15% by volume. In each case, up to 15 area% bainite, up to 15% each, at the expense of the rest of it
  • Area% polygonal ferrite, up to 5 area% cementite and / or up to 5 area% non-polygonal ferrite in the structure is 0 area%, since in this case the values for the hole expansion due to the delayed crack formation in a predominantly martensitic structure with a uniform hardness are particularly high.
  • the microstructure of the hot strip according to the invention is very fine, so that its assessment by means of conventional optical microscopy is hardly possible. Therefore, an evaluation by means of scanning electron microscopy (SEM) and a magnification of at least 5000 times is recommended. However, the maximum permissible retained austenite content is difficult to determine even after high magnification. Therefore, quantitative determination of residual austenite by X-ray diffraction (XRD) according to ASTM E975 is recommended.
  • SEM scanning electron microscopy
  • XRD X-ray diffraction
  • the microstructure of the hot-rolled flat steel product according to the invention is characterized by a defined, local misorientation in the crystal lattice. This applies in particular to the intended proportion of primary species sesit, ie the at the first cooling martensite formed.
  • the said local misorientation is quantified by the so-called "kernel average misorientation", in short "KAM”, which is greater than or equal to 1.50 °, preferably greater than 1.55 °.
  • KAM value should be at least 1, 50 °, because then there is a homogeneous deformation resistance due to uniform lattice distortion in the grain. Thus, a locally limited pre-damage of the multi-phase structure at the beginning of a deformation can be avoided. If the KAM value is below 1.50 °, there is an excessively tempered structure which causes strength properties outside of the desired spectrum according to the invention.
  • Crucial for the mechanical properties of a steel product designed and produced according to the invention is therefore, in addition to the pure phase fractions, above all the distortion of the crystal lattice.
  • Lattice distortion is a measure of the initial resistance to plastic deformation, which determines the properties of the desired strength ranges.
  • a suitable method for the measurement and thus quantification of the lattice distortion is the Electron Backscatter Diffraction (EBSD). With EBSD a lot of local diffraction measurements are generated and put together to small ones
  • KAM Kernel Average Misalignment
  • a process according to the invention for producing a hot-rolled flat steel product according to the invention comprises at least the following working steps: a) melting a steel alloy whose composition and variants have already been explained in connection with the hot-rolled flat steel product according to the invention and which accordingly has the following composition (in% by weight) : 0.1 - 0.3% C, 1, 5 - 3.0% Mn, 0.5 - 1, 8% Si, up to 1, 5% Al, up to 0.1% P, up to 0 , 03% S, up to 0.008% N, optionally one or more elements of the group
  • Hot rolling end temperature TET is terminated, for the applies
  • TET> (A3 - 100 ° C), where "A3" indicates the respective A3 temperature of the steel; e) first quenching of the hot strip starting from the
  • % Mo Mo content of the steel
  • FIG. 1 The process engineering production of hot strip according to the invention is shown schematically in FIG. 1 and will be explained in detail below.
  • a precursor is cast, which will typically be a slab or thin slab.
  • the precursor is heated to a heating temperature TWE which is in the temperature range in which austenite forms in the steel according to the invention.
  • the heating temperature TWE of the steels according to the invention should therefore be at least 1000 ° C. in the process according to the invention, since at lower heating temperatures during the following
  • the heating temperature should be at most 1300 ° C, to a partial
  • the heating temperature TWE is preferably at least 1 150 ° C, because in this way microstructural inhomogeneities, for example, by
  • 1 150 - 1250 ° C set a defined structural state and a targeted Resolution of excretions reached.
  • the heating to the temperature TWE can be carried out in a conventional shock or walking beam furnace.
  • Thin slab caster in which the composite steel according to the invention is cast into thin slabs with a thickness of typically 40-120 mm (see DE 4104001 A1), the heating can also take place in the oven which has passed through the casting and is directly connected to the casting plant.
  • the precursor After heating, the precursor is hot rolled to hot strip with final thicknesses between 1, 0 and 20 mm, preferably between 1, 5 and 10 mm. Depending on the available system technology, this can be
  • Hot rolling comprises an optionally reversing pre-rolling in a roughing stand and subsequent finish rolling in a so-called finishing scale, which consists of several, typically five or seven continuous in a continuous sequence rolling stands.
  • finishing scale which consists of several, typically five or seven continuous in a continuous sequence rolling stands.
  • the final rolling temperature TET of hot rolling is as specified
  • the steel is quenched in a first quenching step from the hot rolling end temperature TET with a high cooling rate to a quenching temperature TQ.
  • the cooling rate 9Q is more than 30 K / s.
  • the quench temperature TQ targeted during the cooling is not below the room temperature. On the other hand, it is at most 100 ° C higher than the martensite start temperature TMS at which the martensitic transformation starts.
  • the martensite start temperature TMS can be estimated using the following equation (2) developed by van Bohemen:
  • Martensite start temperature TMS - 250 ° C is, that is:
  • a quench temperature TQ between the martensite start temperature TMS and the martensite start temperature TMS -150 ° C. ((TMS -150 ° C.) ⁇ TQ ⁇ TMS) has proved to be particularly favorable.
  • quench temperature TQ low temperatures such as a temperature lying in the range of room temperature.
  • Step f) this can be quenched to the quench temperature TQ
  • the temperature of the flat steel product may thereby fall by at most 80 ° C below the quench temperature TQ.
  • the hot rolled flat steel product cooled to the quench temperature TQ is held for a period of 0.1-48 hours in a temperature range of TQ-80 ° C to TQ + 80 ° C, for the targeted conversions and when using the micro-alloying elements to ensure the formation of finely divided carbides.
  • Holding within the temperature range from TQ -80 ° C to TQ +80 ° C can be done both isothermally, ie at constant temperature, as well as non-isothermal, ie at falling or rising or oscillating temperature.
  • the maximum permitted cooling rate is 0.05 K / s.
  • Conversion operations may, however, also be exothermic so that heat of conversion is released which results in an increase in the temperature of the flat steel product.
  • the heat of conversion then counteracts a possible cooling.
  • Microstructure development is a maximum of 0.01 K / s.
  • the rate at which temperature changes occur during holding is thus typically in the range from -0.05 K / s to +0.01 K / s, based on the respective quench temperature TQ.
  • the holding conditions must be selected so that the specified temperature window of TQ +/- 80 ° C despite the self-adjusting
  • the aim of this step is to set a microstructure of martensite, tempered martensite and possibly retained austenite.
  • step h the flat steel product is brought to a partitioning temperature TP starting from its temperature set after step g) or, if the partitioning temperature TP is in the order of +/- 80 ° C. around the Quench temperature TQ fluctuating range, held there to enrich the retained austenite with carbon from the supersaturated martensite.
  • the partitioning temperature TP should advantageously be at least as high as the quench temperature TQ, but preferably at least 50 ° C. higher, in particular at least 100 ° C. higher.
  • partitioning temperature TP is smaller than the temperature present after step g) (quench temperature TQ +/- 80 ° C.), then the partitioning temperature TP is smaller than the temperature present after step g) (quench temperature TQ +/- 80 ° C.), then the partitioning temperature TP is smaller than the temperature present after step g) (quench temperature TQ +/- 80 ° C.), then the partitioning temperature TP is smaller than the temperature present after step g) (quench temperature TQ +/- 80 ° C.), then the
  • the partitioning temperature TP is for the steels according to the invention a maximum of 500 ° C, in particular a maximum of 470 ° C, to the optimum
  • the partitioning time tPT is between 30 minutes and 30 hours, in order to allow a sufficient redistribution of the carbon without causing the disintegration of the residual austenite present in the microstructure.
  • the partitioning time tPT is composed of the time tPR (heating ramp) required for the heating process and the time tPI provided for the isothermal hold, where tPI can also be zero.
  • the proportions of the times tPR and tPI at the partitioning time tPT are variable as long as the total partitioning time tPT predetermined according to the invention is adhered to.
  • the heating in step h) takes place with flat steel products wound into a coil
  • the heating of the hot strip is optimally carried out with a heating rate ⁇ 1 of up to 1 K / s. Heating rates ⁇ 1 below 0.005 K / s do not appear practical. At heating rates ⁇ 1> 1 K / s, impermissible differences in the temperature between the outer, middle and inner windings of the wound hot strip may occur.
  • time tPI is equal to zero.
  • desired texture alone during the heating process i. in time tPR, set.
  • the partitioning temperature can also be equal to the
  • step h is preferably carried out batchwise in one
  • Heating rate depends on the one hand on the target temperature and on the other hand, according to the respective operating weight in the hood. If heated too quickly, the belt is not completely evenly heated. This leads to a non-uniform structure, in particular to a different one
  • Martensite morphology which further partitioning behavior and thus the Final structure influenced. This is the case in particular with heating units which are integrated directly into the hot strip mill (continuous annealing or induction in-line annealing, as for example in US 2014/0299237).
  • a non-uniform structure leads to poor deformability, in particular to a poorer hole widening.
  • the proportion of carbon-enriched austenite in the final structure can be adjusted. Too rapid heating causes carbon build-up to crystallographic defects, such as, e.g. Phase boundaries and dislocations, and thus promotes the excretion of
  • Transitional carbides and / or cementite This leads to a reduction in the amount of carbon available during the partitioning step for stabilizing the austenite and thus to a non-uniform structure.
  • the adjustment of the heating conditions adapted to the kinetics of carbon redistribution during the partitioning step thus enables the setting of a uniform texture with improved
  • the maximum heating rate ⁇ 1 during the partitioning step is 1 K / s, preferably 0.075 K / s, for the setting of uniform properties both over the length and width of the flat steel product, since otherwise local irregularities occur together with reduced forming properties, in particular a worsened hole widening. It is particularly advantageous if the heating takes place at a heating rate ⁇ 1 of not more than 0.03 K / s in order to ensure optimum homogeneity of the final structure and thus best hole widening and fatigue properties.
  • the minimum heating rate ⁇ 1 is for reasons of economy at 0.005 K / s, preferably 0.01 K / s.
  • a bell annealing Another advantage of the use of a bell annealing is that the respective annealing temperatures can be set more accurately than in continuous annealing furnaces.
  • the annealing is also carried out in a protective gas mixture, whereby a harmful effect on the hot strip surface, z. B.
  • the protective gas used is hydrogen, nitrogen and mixtures of hydrogen and nitrogen.
  • Cycle time decoupling to the hot rolling mill This allows better utilization of the hot rolling capacities.
  • Step g) taking into account the above explained in terms of compliance with the temperature TQ stipulations.
  • step h the hot rolled flat steel product is cooled to room temperature. Cooling in step i) should be carried out with a cooling rate ⁇ 2 of no more than 1 K / s in order to reduce the stress in the
  • the flat steel product may also be appropriate to provide the flat steel product in a conventional manner with a metallic coating to protect against corrosion. This can be done for example by electrolytic galvanizing.
  • the processing of a steel flat product according to the invention or produced according to the invention takes place in the hot-rolled state. This allows thicknesses of the flat steel product of 1 mm and more, with typical thicknesses in the range of 1, 5 - 10 mm.
  • the hot-rolled flat steel product according to the invention is particularly suitable for structural lightweight construction, since the higher strength of a
  • the flat steel product according to the invention makes it possible to integrate a component, since due to the good formability, despite high strength, it is possible to replace a plurality of components of an assembly with a component made of hot-rolled flat steel product according to the invention.
  • Chassis typical cyclic load requires that the material ideally also has a good fatigue strength.
  • the improved formability allows for lightweight construction reduced material thickness new component geometry.
  • a use of the flat steel products according to the invention in the construction industry is also advantageous because they have improved formability at high strength. Furthermore, they have an increased yield ratio compared to other flat steel products of comparable strength level. These properties ensure improved structural stability under unforeseen load cases such as earthquakes, impact loads or exceeding the design maximum load.
  • test melts A - O having the compositions shown in Table 1 were melted.
  • Table 2 shows for the steels A - O the A3 - determined according to equation (1) and the martensite starting temperatures TMS determined according to equation (2).
  • melts A - O were cast into slabs, which were then heated to a reheating temperature TWE.
  • the thus heated slabs were then rolled in a conventional manner to hot strip with a thickness of 2 - 3 mm, wherein the
  • Finishing has included and has been completed at each hot rolling end temperature TET.
  • the resulting hot-rolled steel strips were each quenched at a cooling rate 9Q to a quenching temperature TQ at which they were subsequently held for a duration tQ.
  • Tempering annealing have been wound into a coil between quenching and holding.
  • the hot strips were heated at a heating rate ⁇ 1 for a duration tPR to a respective partitioning temperature TP and held there for a duration tPI.
  • Heating rate " ⁇ 1”, holding time "tPI”, partitioning temperature “TP” and heating time "tPR" are given for each of experiments 1-47 in Table 3.
  • Called partitioning temperature TP When using a bell annealer, it is also indicated in each case whether it was used to increase (“heat”) the temperature or to keep the temperature ("hold”) constant.
  • Experiments 1 1 - 13 show the need to roll above the A3 temperature and to maintain a sufficiently long hold time t Q. With melts D and E, it was possible to produce a material with a strength of 1028 - 1500 MPa and a hole expansion of 22 - 87%.
  • the melt M has as an example of a variant with optimized
  • melt N was produced as a laboratory melt in the vacuum furnace. With the high-purity melt N, it has been possible to produce a material with very good hole widening (see experiment 46).

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Abstract

Die Erfindung stellt ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einer größeren Blechstärke und einer optimierten Eigenschaftskombination zur Verfügung. Hierzu besteht das Stahlflachprodukt aus einem Stahl mit (in Gew.-%) C: 0,1 – 0,3 %, Mn: 1,5 – 3,0 %, Si: 0,5 – 1,8 %, Al: ≤ 1,5 %, P: ≤ 0,1 %, S: ≤ 0,03 %, N: ≤ 0,008 %, optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe "Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" mit folgenden Gehalten: Cr: 0,1 - 0,3 %, Mo: 0,05 - 0,25 %, Ni: 0,05 - 2,0 %, Nb: 0,01 - 0,06 %, Ti: 0,02 - 0,07 %, V: 0,1 - 0,3 %, B: 0,0008 - 0,0020 %, Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen. Dabei besitzt das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit Rm von 800 - 1500 MPa, eine mehr als 700 MPa betragende Dehngrenze Rp, eine 7 - 25 % betragende Bruchdehnung A und eine Lochaufweitung λ von mehr als 20 %. Ebenso besteht das Gefüge des Stahlflachprodukts zu mindestens 85 Flächen-% aus Martensit, von dem mindestens die Hälfte angelassener Martensit ist, wobei der jeweils verbleibende Rest des Gefüges aus ≤ 15 Vol.-% Restaustenit, aus ≤ 15 Flächen-% Bainit, aus ≤ 15 Flächen-% polygonalem Ferrit, aus ≤ 5 Flächen-% Zementit und/oder aus ≤ 5 Flächen-% nichtpolygonalem Ferrit, wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts eine Kernel Average Missorientation "KAM" aufweist, die mindestens 1,50° beträgt. Die Erfindung offenbart auch ein Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, bei der durch eine geeignete Wärmebehandlung die Gefügebeschaffenheit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eingestellt wird.

Description

Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, das optimal aufeinander abgestimmte mechanische Eigenschaften, wie hohe
Zugfestigkeiten Rm, hohe Dehngrenzen Rp und hohe Bruchdehnungen A, in Kombination mit einer guten Umformbarkeit besitzt, die durch einen hohen Lochaufweitungswert gekennzeichnet ist, für den als Kurzzeichen "λ" ("lambda") eingeführt ist. Darüber hinaus zeichnen sich erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukte durch eine gute Dauerfestigkeit und Verschleißbeständigkeit aus.
Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.
Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, dann sind damit walztechnisch erzeugte Produkte, wie Bänder, Bleche oder davon abgeteilte Platinen und Zuschnitte gemeint, die jeweils eine gegenüber ihrer Dicke wesentlich größere Breite und Länge haben.
Wenn hier Angaben zu Legierungsgehalten gemacht werden, beziehen diese sich auf das Gewicht bzw. Masse, sofern nichts anderes ausdrücklich
angegeben ist. Angaben zu Gehalten von Gefügebestandteilen beziehen sich mit Ausnahme der Angaben zu den Gehalten an Restaustenit, die in Vol.-% angegeben sind, regelmäßig auf die im Schliff betrachtete Fläche, sofern nichts anderes angegeben ist. Angaben zur Zusammensetzung einer Atmosphäre beziehen sich dagegen auf das jeweils betrachtete Volumen, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.
So genannte "Quench & Partitioning-Stahlflachprodukte" zeichnen sich durch eine hohe Festigkeit bei gleichzeitig hoher Dehnung und optimierter
Verformbarkeit aus. In der Praxis sind bisher solche Stahlflachprodukte als kaltgewalzte Produkte mit geringen Blechstärken im Einsatz.
Aus der WO 2013/004910 A1 (EP 2 726 637) ist allerdings ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Baustählen und daraus bestehenden Produkten bekannt, bei dem zunächst aus einer geeignet gewählten Stahllegierung bestehende Brammen auf 950 - 1300 °C erwärmt und so lange gehalten werden, bis eine gleichmäßige Temperaturverteilung in den Brammen vorliegt. Typischerweise soll der Stahl, aus dem die Brammen erzeugt sind, aus (in Gew.-%) 0,17 - 0,23 % C, 1 ,4 - 2,0 % Si oder in Summe 1 ,2 - 2,0 % AI und Si, sofern AI vorhanden, 1 ,4 - 2,3 % Mn und 0,4 - 2,0 % Cr, optional bis zu 0,7 % Mo, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, bestehen. Nach der Glühbehandlung durchlaufen die Brammen ein Warmwalzen, bei dem sie in einem Temperaturbereich, der unterhalb der Rekristallisationstemperatur, jedoch oberhalb der A3-Temperatur liegt, gewalzt werden. Nach dem Ende des Warmwalzens wird das erhaltene Warmband mit einer Abschreckrate von mindestens 20 °C/s bis zu einer Abschreckstop-Temperatur abgeschreckt, die im Temperaturbereich zwischen der Temperatur Ms, bei der die
Martensitbildung einsetzt, und der Temperatur Mf liegt, bei der die
Martensitbildung abgeschlossen ist. Typischerweise liegt die Abschreckstop- Temperatur hier im Bereich von mehr als 200 °C und weniger als 400 °C. Das so abgeschreckte Warmband wird einer so genannten "Partitioning
Behandlung" unterzogen, um Kohlenstoff von den martensitischen zu den austenitischen Gefügebestandteilen zu transferieren. Schließlich wird das so behandelte Warmband bis zur Raumtemperatur abgekühlt. Dabei bleiben wesentliche Parameter der Abschreck- und Partitioningbehandlung offen.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Stahlflachprodukt mit einer größeren Blechstärke und einer optimierten Eigenschaftskombination zur Verfügung zu stellen.
Ebenso sollte ein Verfahren zur kostengünstigen, betriebssicheren Herstellung eines solchen Produktes angegeben werden.
In Bezug auf das Produkt hat die Erfindung diese Aufgabe durch das in
Anspruch 1 angegebene warmgewalzte Stahlflachprodukt gelöst.
In Bezug auf das Verfahren besteht die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend genannten Aufgabe darin, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts die in Anspruch 7 angegebenen Arbeitsschritte absolviert werden.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
Die Erfindung stellt ein warmgewalztes Stahlflachprodukt und ein zu seiner Herstellung geeignetes Verfahren zur Verfügung.
Ein erfindungsgemäß beschaffenes und ein erfindungsgemäß hergestelltes warmgewalztes Stahlflachprodukt bestehen demnach aus einem Stahl mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%):
C: 0,1 - 0,3 %
Mn: 1 ,5 - 3,0 %
Si: 0,5 - 1 ,8 %
AI: bis zu 1 ,5 %
P: bis zu 0,1 %
S: bis zu 0,03 %
N: bis zu 0,008 %
optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe "Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" mit folgenden Gehalten:
Cr: 0,1 - 0,3 %
Mo: 0,05 - 0,25 % Ni: 0,05 - 2,0 %
Nb: 0,01 - 0,06 %
Ti: 0,02 - 0,07 %
V: 0,1 - 0,3 %
B: 0,0008 - 0,0020 %
Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen.
Dabei zeichnet sich ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt dadurch aus,
- dass das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit Rm von 800 - 1500 MPa, eine mehr als 700 MPa betragende Dehngrenze Rp, eine 7 - 25 % betragende Bruchdehnung A und eine Lochaufweitung λ von mehr als 20 % aufweist,
- das Gefüge des Stahlflachprodukts zu mindestens 85 Flächen-% aus Martensit, von dem mindestens die Hälfte angelassener Martensit ist, wobei der jeweils verbleibende Rest des Gefüges aus bis zu 15 Vol.-% Restaustenit, aus bis zu 15 Flächen-% Bainit, aus bis zu 15 Flächen-% polygonalem Ferrit, aus bis zu
5 Flächen-% Zementit und/oder aus bis zu 5 Flächen-% nichtpolygonalem Ferrit besteht, und
- dass das Gefüge des Stahlflachprodukts eine Kernel Average Missorientation "KAM" aufweist, die mindestens 1 ,50° beträgt.
Kohlenstoff "C" ist in der erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlschmelze in Gehalten von 0,1 - 0,3 Gew.-% enthalten. In erster Linie spielt C eine große Rolle bei der Austenitbildung. Eine ausreichende C-Konzentration ermöglicht eine volle Austenitisierung bei Temperaturen von bis zu 930 °C, die unterhalb der Walzendtemperaturen liegen, welche üblicherweise beim Warmwalzen von Stählen der hier in Rede stehenden Art gewählt werden. Beim Abschrecken wird bereits ein Teil des Restaustenits durch den erfindungsgemäß
vorgesehenen Kohlenstoff stabilisiert. Darüber hinaus erfolgt eine weitere
Stabilisierung während des späteren Partitioning-Schritts. Die Festigkeit des Martensits, der während des ersten Abkühlschritts (9Q) oder während des letzten Abkühlschritts (ΘΡ2) gebildet wird, hängt ebenfalls stark vom C-Gehalt der erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlzusammensetzung ab. Gleichzeitig wird die Martensitstart-Temperatur jedoch mit steigendem C-Gehalt zu immer tieferen Temperaturen verschoben. Ein zu hoher C-Gehalt würde daher zu Erschwernissen bei der Produktion führen, da die zu erreichende
Quenchtemperatur zu sehr niedrigen Temperaturen verschoben würde.
Weiterhin trägt der C-Gehalt eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls im Vergleich zu anderen Legierungselementen am stärksten zu einem höheren CE-Wert bei, wodurch die Schweißbarkeit negativ beeinflusst wird. Am CE-Wert lässt sich ablesen, welche Legierungselemente die Schweißbarkeit des Stahls negativ beeinflussen. Der CE-Wert lässt sich wie folgt berechnen:
CE = %C + [(%Si + %Mn) / 6] + [(%Cr + %Mo + %V) / 5] + [(%Cu + %Ni) / 15] mit (jeweils in Gew.-%) %C = C-Gehalt des Stahls, %Si = Si-Gehalt des Stahls, %Mn = Mn-Gehalt des Stahls, %Cr = Cr-Gehalt des Stahls, %Mo = Mo-Gehalt des Stahls, %V = V-Gehalt des Stahls, %Cu = Cu-Gehalt des Stahls, %Ni = Ni- Gehalt des Stahls.
Mit dem erfindungsgemäß vorgegebenen C-Gehalt kann das Festigkeitsniveau des Endproduktes gezielt beeinflusst werden.
Mangan "Mn" ist ein wichtiges Element für die Härtbarkeit des Stahls.
Gleichzeitig verringert Mangan die Neigung zur unerwünschten Bildung von Perlit während der Abkühlung. Diese Eigenschaften ermöglichen die Einstellung eines geeigneten Ausgangsgefüges aus Martensit und Restaustenit nach dem ersten Abschrecken mit Abkühlraten < 100 K/s entsprechend dem
erfindungsgemäßen Verfahren. Eine zu hohe Mn-Konzentration wirkt sich negativ auf die Dehnung und den CE-Wert, also die Schweißbarkeit, aus. Daher wird der Mn-Gehalt auf 1 ,5 - 3,0 Gew.-% eingeschränkt. Eine optimierte
Abstimmung der Festigkeitseigenschaften kann dadurch erzielt werden, dass der Mn-Gehalt 1 ,9 - 2,7 Gew.-% beträgt. Silizium "Si" hat einen wichtigen Anteil an der Unterdrückung der Perlitbildung und Steuerung der Karbidbildung. Durch die Bildung von Zementit würde Kohlenstoff gebunden und stünde somit nicht mehr für die weitere Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung. Auf der anderen Seite verschlechtert ein zu hoher Si-Gehalt die Bruchdehnung sowie die Oberflächenqualität durch beschleunigte Bildung von Rotzunder. Ein vergleichbarer Effekt kann durch das Zulegieren von AI ausgelöst werden. Für die Einstellung der erfindungsgemäß vorgesehenen Produkteigenschaften ist ein Minimum von 0,7 Gew.-% Si erforderlich. Besonders sicher lässt sich das angestrebte Gefüge einstellen, wenn Gehalte von mindestens 1 ,0 Gew.-% Si im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt vorhanden sind. Für die Obergrenze des Si-Gehalts wird wegen der angestrebten Bruchdehnung 1 ,8 Gew.-% Si vorgeschrieben, wobei durch eine Beschränkung auf max. 1 ,6 Gew.-% Si Stahlflachprodukte mit einer optimierten Oberflächenqualität vorliegen. Abhängig vom jeweiligen AI-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann der Si-Gehalt entsprechend den Erläuterungen im folgenden Absatz auch auf 0,5 - 1 ,1 Gew.-%,
insbesondere 0,7 - 1 ,0 Gew.-%, eingestellt werden.
Aluminium "AI" wird zur Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff verwendet. Des Weiteren kann AI auch, wie bereits erwähnt, zur Unterdrückung von Zementit eingesetzt werden, ist jedoch nicht so effektiv wie Si. Durch eine erhöhte AI-Zugabe wird jedoch die
Austenitisierungstemperatur deutlich erhöht, weswegen die Zementit- Unterdrückung bevorzugt nur durch Si realisiert wird. In diesem Fall wird ein im Hinblick auf die Austenitisierungstemperatur günstiger AI-Gehalt von 0 - 0,03 Gew.-% vorgesehen, wenn gleichzeitig Si in Gehalten von mindestens 1 ,0 Gew.-% vorhanden ist. Wird hingegen der Si-Gehalt beispielsweise zur
Einstellung einer optimierten Oberflächenqualität eingeschränkt, d.h. auf werte zwischen 0,5 - 1 ,1 Gew.-%, bevorzugt 0,7 - 1 ,0 Gew.-%, eingestellt, so muss AI mit einem Mindestgehalt von 0,5 Gew.-% zur Zementit-Unterdrückung zulegiert werden. In einer bevorzugten Ausführung kann der AI-Gehalt zur besonders sicheren Erzeugung desoxidierter Schmelzen auf werte von mindestens 0,01 Gew.-% eingestellt werden. Die Beschränkung des AI-Gehalts auf max. 1 ,5 Gew.-%, bevorzugt max. 1 ,3 Gew.-%, wird vorgenommen, um Probleme beim Vergießen des Stahls zu vermeiden.
Phosphor "P" wirkt sich ungünstig auf die Schweißbarkeit aus. Sein Gehalt im erfindungsgemäßen Warmband bzw. in der erfindungsgemäß verarbeiteten Schmelze ist daher auf höchstens 0,1 Gew.-%, wobei P-Gehalte von bis zu 0,02 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,02 Gew.-%, vorteilhaft sein können.
Schwefel "S" führt bei höheren Konzentrationen zur Bildung von MnS bzw. (Mn, Fe)S, welches sich negativ auf die Dehnung auswirkt. Um diesen Effekt zu vermeiden, ist der S-Gehalt auf max. 0,03 Gew.-% beschränkt, wobei eine Beschränkung der S-Gehalte auf max. 0,003 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,003 Gew.-%, vorteilhaft sein kann.
Stickstoff "N" führt zur Bildung von Nitriden, die sich negativ auf die
Umformbarkeit auswirken. Der N-Gehalt soll daher weniger als 0,008 Gew.-% betragen. Unter Aufwendung hohen technischen Aufwands können sehr niedrige N-Gehalte von beispielsweise kleiner 0,0010 Gew.-% realisiert werden. Zur Verringerung des technischen Aufwands kann der N-Gehalt bevorzugt auf mindestens 0,0010 Gew.-% und besonders bevorzugt auf mindestens 0,0015 Gew.-% eingestellt werden.
Die in der Gruppe "Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" zusammengefassten
Legierungselemente können gemäß den nachfolgend erläuterten Hinweisen einzeln, gemeinsam oder in verschiedenen Kombinationen optional zugegeben werden, um bestimmte Eigenschaften des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts einzustellen.
Chrom ("Cr") ist ein effektiver Inhibitor des Perlits und kann so die erforderliche Mindestabkühlgeschwindigkeit herabsetzen. Um dies zu erreichen, wird Cr dem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl oder dem Stahl des erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts zugegeben. Zur wirksamen Einstellung dieses Effektes ist ein Minimumanteil von 0,10 Gew.-% Cr, bevorzugt 0,15 Gew.-% Cr, erforderlich. Gleichzeitig wird die Festigkeit durch die Zugabe von Cr stark erhöht und es besteht zudem die Gefahr der ausgeprägten
Korngrenzenoxidation. Zudem wird durch die Bildung von Chromoxiden im oberflächennahen Bereich des Stahls die mögliche Beschichtbarkeit erschwert und es können unerwünschte Oberflächenfehler auftreten. Diese
Oberflächenfehler können bei einer zyklischen Belastung des Materials zu einer verschlechterten Dauerfestigkeit und somit zu einem vorzeitigen Versagen des Materials führen. Darüber hinaus verschlechtert ein zu hoher Cr-Anteil die Verformbarkeit des Stahls, insbesondere kann keine gute Lochaufweitung λ von größer als 20 % gewährleistet werden. Daher wird der Cr-Gehalt auf maximal 0,30 Gew.-%, bevorzugt max. 0,25 Gew.-%, begrenzt.
Molybdän "Mo" ist ebenfalls ein sehr wirksames Element zur Unterdrückung der Perlitbildung. Um diese Wirkung zu erzielen, können dem Stahl optional mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-%, zugegeben werden. Zugaben von mehr als 0,25 Gew.-% sind unter
Effektivitätsgesichtspunkten nicht sinnvoll.
Nickel "Ni" ist ebenso wie Cr ein Inhibitor des Perlits und schon in geringen Mengen wirksam. Bei optionaler Zulegierung mit Ni von mindestens 0,05 Gew.- %, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-%, mindestens 0,2 Gew.-% oder mindestens 0,3 Gew.-%, kann dieser unterstützende Effekt erzielt werden. Im Hinblick auf die angestrebte Einstellung der mechanischen Eigenschaften ist es gleichzeitig zweckmäßig, den Ni-Gehalt auf maximal 2,0 Gew.-% zu begrenzen, wobei sich Ni-Gehalte von höchstens 1 ,0 Gew.-% insbesondere 0,5 Gew.-% als besonders praxisgerecht herausgestellt haben.
Der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann optional auch Mikrolegierungselemente, wie Vanadium "V", Titan "Ti" oder Niob "Nb", enthalten, welche durch Bildung sehr fein verteilter Karbide (bzw. Karbonitride bei gleichzeitigem Vorhandensein von Stickstoff "N") zu einer höheren
Festigkeit beitragen. Die Anwesenheit von Ti, V oder Nb führt darüber hinaus zu einer Einfrierung der Korn- und Phasengrenzen nach dem Warmwalzprozess während des Partitioning-Schritts, was die gewünschte
Eigenschaftskombination aus Festigkeit und Umformbarkeit durch Kornfeinung begünstigt. Der minimale Gehalt, ab dem ein deutlicher Effekt erkennbar ist, liegt für Ti bei 0,02 Gew.-%, für Nb bei 0,01 Gew.-% und für V bei 0,1 Gew.-%. Eine zu hohe Konzentration an den Mikrolegierungselementen führt jedoch zur Bildung von zu vielen und groben Karbiden und somit zur Abbindung von Kohlenstoff, der dann nicht mehr für die erfindungsgemäße Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung steht. Zudem hat die Bildung zu grober Karbide einen negativen Effekt auf die angestrebte hohe Dauerfestigkeit. Entsprechend der Wirkungsweise der einzelnen Elemente wird daher die Obergrenze für Ti bei 0,07 Gew.-%, für Nb bei 0,06 Gew.-% und für V bei 0,3 Gew.-% festgelegt.
Ebenso optional zugegebene Gehalte an Bor "B" segregieren auf den
Phasengrenzen und behindern deren Bewegung. Dies führt zu einem
feinkörnigen Gefüge, was sich vorteilhaft auf die mechanischen Eigenschaften auswirken kann. Daher ist bei Einsatz dieses Legierungselementes ein Mindest- B-Gehalt von 0,0008 Gew.-% einzuhalten. Bei der Zulegierung von B muss allerdings ausreichend Ti für die Abbindung des N vorhanden sein. Die
Auswirkung von B wird bei einem Gehalt von rund 0,0020 Gew.-% gesättigt, welches auch als Obergrenze geführt wird.
Ein erfindungsgemäß warmgewalztes Stahlflachprodukt weist dabei eine Zugfestigkeit Rm von 800 - 1500 MPa, eine mehr als 700 MPa betragende Dehngrenze Rp und eine 7 - 25 % betragende Bruchdehnung A auf, wobei die Zugfestigkeit Rm, die Dehngrenze Rp und die Bruchdehnung A gemäß DIN EN ISO 6892-1 -2009-12 bestimmt werden.
Gleichzeitig zeichnet sich erfindungsgemäßes Warmband durch eine sehr gute Umformbarkeit aus, welche sich in einer gemäß DIN ISO 16630 bestimmten Lochaufweitung λ von mehr als 20 % niederschlägt.
Erfindungsgemäß beschaffenes und insbesondere nach dem
erfindungsgemäßen Verfahren erzeugtes Warmband hat ein Gefüge aus angelassenem und nicht angelassenem Martensit mit Anteilen an Restaustenit, wobei Bainit, polygonaler Ferrit, nichtpolygonaler Ferrit und Zementit ebenfalls in geringen Anteilen im Gefüge enthalten sein können. Der Martensitanteil des Gefüges beträgt mindestens 85 Flächen-%, bevorzugt mindestens 90 Flächen- %, wobei davon mindestens die Hälfte angelassener Martensit ist. Der Anteil an Restaustenit in einem warmgewalzten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt liegt dementsprechend bei höchstens 15 Vol.-%. Ebenso können, jeweils zu Lasten des Restausten its, jeweils bis zu 15 Flächen-% Bainit, bis zu 15
Flächen-% polygonaler Ferrit, bis zu 5 Flächen-% Zementit und/oder bis zu 5 Flächen-% nichtpolygonaler Ferrit im Gefüge vorhanden sein. In einer bevorzugten Ausführung beträgt der Anteil des polygonalen Ferrits sowie der Anteil des nichtpolygonalen Ferrits 0 Flächen-%, da in diesem Fall die Werte für die Lochaufweitung aufgrund der verzögerten Rissausbildung in einem vorwiegend martensitischen Gefüge mit gleichmäßiger Härte besonders hoch sind.
Das Gefüge des erfindungsgemäßen Warmbands ist sehr fein, so dass seine Beurteilung mittels üblicher lichtoptischer Mikroskopie kaum möglich ist. Daher wird eine Beurteilung mittels Raster Elektronen Mikroskopie (REM) und einer mindestens 5000-fachen Vergrößerung empfohlen. Der maximal zulässige Restaustenit-Anteil ist allerdings auch nach hoher Vergrößerung schwierig zu bestimmen. Daher wird eine quantitative Bestimmung des Restaustenits mittels Röntgen-Beugung (XRD) gemäß ASTM E975 empfohlen.
Das Gefüge erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts ist durch eine definierte, lokale Missorientierung im Kristallgitter gekennzeichnet. Dies gilt insbesondere für den angestrebten Gefügeanteil an Primärmartensit, d.h. den bei der ersten Abkühlung gebildeten Martensitanteil. Die genannte lokale Missorientierung wird quantifiziert durch die so genannte "Kernel Average Missorientation", kurz "KAM", welche größer oder gleich 1 ,50°, vorzugsweise größer als 1 ,55°, ist. Der KAM-Wert sollte mindestens 1 ,50° betragen, weil dann ein homogener Verformungswiderstand durch gleichmäßige Gitterverzerrung im Korn vorliegt. So lässt sich eine lokal eingeschränkte Vorschädigung des Mehrphasengefüges zu Beginn einer Verformung vermeiden. Liegt der KAM- Wert unterhalb von 1 ,50°, liegt ein zu stark angelassenes Gefüge vor, welches Festigkeitseigenschaften außerhalb des erfindungsgemäß angestrebten Spektrums bedingt.
Entscheidend für die mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäß beschaffenen und hergestellten Stahlprodukts ist damit neben den reinen Phasenanteilen vor allem die Verzerrung des Kristallgitters. Diese
Gitterverzerrung stellt ein Maß für den initialen Widerstand zur plastischen Verformung dar, welcher auf Grund der angestrebten Festigkeitsbereiche eigenschaftsbestimmend ist. Eine geeignete Methode für die Messung und somit Quantifizierung der Gitterverzerrung ist die Elektronenrückstreubeugung, englisch "Electron Backscatter Diffraction" (EBSD). Mit EBSD werden sehr viele lokale Beugungsmessungen generiert und zusammengefügt, um kleine
Unterschiede und Verläufe sowie lokalen Missorientierungen im Gefüge festzustellen. Ein in der Praxis gängiges EBSD-Auswerteverfahren ist die schon erwähnte Kernel Average Missorientation (KAM), bei der die Orientierung eines Messpunktes mit der der Nachbarpunkte verglichen wird. Unterhalb eines Schwellwerts, der typischerweise bei 5° liegt, werden benachbarte Punkte dem gleichen (verzerrten) Korn zugeordnet. Oberhalb dieses Schwellwerts erfolgt die Zuordnung der benachbarten Punkte zu unterschiedlichen (Sub-)Körnern. Aufgrund des sehr fein ausgeprägten Gefüges wird eine maximale Schrittweite von 100 nm für das EBSD Auswerteverfahren empfohlen. Zur Beurteilung der in dieser Erfindungsmeldung dargestellten Stähle wird die KAM jeweils in Bezug zwischen dem aktuellen Messpunkt und seinem drittnächsten Nachbarpunkt ausgewertet. Ein erfindungsgemäßes Produkt muss dann einen KAM-M ittelwert aus einem Messbereich von mindestens 75 μιτι x 75 μιτι von > 1 ,50°,
vorzugsweise >1 ,55°, aufweisen. Eine nähere Darstellung zur Ermittlung des KAM-Wertes findet sich in Wright, S.I., Nowell, M.M., Fielda, D.A., Review of Strain Analysis Using Electron Backscatter Diffraction, Microsc. Microanal. 17, 201 1 : 316-329.
Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäß beschaffenen warmgewalzten Stahlflachprodukts umfasst mindestens folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer Stahllegierung, deren Zusammensetzung und Varianten voranstehend schon im Zusammenhang mit dem erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukt erläutert worden sind und die demnach folgende Zusammensetzung aufweist (in Gew.-%): 0,1 - 0,3 % C, 1 ,5 - 3,0 % Mn, 0,5 - 1 ,8 % Si, bis zu 1 ,5 % AI, bis zu 0,1 % P, bis zu 0,03 % S, bis zu 0,008 % N, optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe
"Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" mit folgenden Gehalten: 0,1 - 0,3 % Cr, 0,05 - 0,25 % Mo, 0,05 - 2,0 % Ni, 0,01 - 0,06 % Nb, 0,02 - 0,07 % Ti, 0,1 - 0,3 % V, 0,0008 - 0,0020 % B, Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, wie einer Bramme oder
Dünnbramme; c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine Erwärmungstemperatur TWE von 1000 - 1300 °C; d) Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von 1 ,0 - 20 mm, wobei das Warmwalzen bei einer
Warmwalzendtemperatur TET beendet wird, für die gilt
TET > (A3 - 100°C), wobei mit "A3" die jeweilige A3-Temperatur des Stahls bezeichnet ist; e) erstes Abschrecken des Warmbands ausgehend von der
Warnnwalzendtennperatur TET mit einer Abkühlrate 9Q von mehr als 30 K/s auf eine Quench-Temperatur TQ, für die gilt RT < TQ < (TMS + 100°C), wobei mit "RT" die Raumtemperatur und mit "TMS" die Martensitstarttemperatur des Stahls bezeichnet ist und wobei die Martensitstarttemperatur TMS wie folgt bestimmt wird:
TMS [°C] = 462 - 273 %C - 26 %Mn - 13 %Cr - 16 %Ni - 30 %Mo mit (jeweils in Gew.-%) %C = C-Gehalt des Stahls, %Mn = Mn-Gehalt des Stahls, %Cr = Cr-Gehalt des Stahls, %Ni = Ni-Gehalt des Stahls,
%Mo = Mo-Gehalt des Stahls; f) optionales Wickeln des auf die Quench-Temperatur TQ abgeschreckten
Stahlflachprodukts zu einem Coil; g) Halten des auf die Quench-Temperatur TQ abgekühlten Stahlflachprodukts innerhalb eines Temperaturbereichs von TQ - 80°C bis TQ + 80°C über eine Dauer von 0,1 - 48 Stunden; h) Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine Partitioning-Temperatur TP oder Halten des Stahlflachprodukts bei einer Partitioning-Temperatur TP, die mindestens gleich der nach dem Arbeitsschritt g) vorhandenen Temperatur TQ+/-80°C des Stahlflachprodukts ist und höchstens 500 °C beträgt, über eine Partitioning-Zeit tPT von 0,5 - 30 Stunden, wobei im Fall, dass eine Erwärmung stattfindet, die Aufheizrate ΘΡ1 höchstens 1 K/s beträgt; i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur; j) optionales Entzundern des Stahlflachprodukts k) optionales Beschichten des Stahlflachprodukts.
Die erfindungsgemäße prozesstechnische Erzeugung von Warmband ist schematisch in Fig. 1 dargestellt und wird nachfolgend im Detail erläutert.
Arbeitsschritt a): Für die Legierung der erfindungsgemäß erschmolzenen Stahlschmelze und deren Variationsmöglichkeiten gelten selbstverständlich dieselben Hinweise, die voranstehend schon im Zusammenhang mit der Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Produkts gegeben worden sind.
Arbeitsschritt b):
Aus der erfindungsgemäß legierten Schmelze wird ein Vorprodukt gegossen, bei dem es sich typischerweise um eine Bramme oder Dünnbramme handeln wird.
Arbeitsschritt c):
Das Vorprodukt wird auf eine Erwärmungstemperatur TWE erwärmt, die in dem Temperaturbereich liegt, in dem sich im erfindungsgemäßen Stahl Austenit bildet. Die Erwärmungstemperatur TWE der erfindungsgemäßen Stähle sollte beim erfindungsgemäßen Verfahren demnach mindestens 1000 °C betragen, da bei niedrigeren Erwärmungstemperaturen während des folgenden
Warmwalzprozesses zu hohe Verfestigungen auftreten. Gleichzeitig sollte die Erwärmungstemperatur höchstens 1300 °C betragen, um ein partielles
Aufschmelzen der Brammenoberflächen zu vermeiden.
Die Erwärmungstemperatur TWE beträgt bevorzugt mindestens 1 150 °C, weil auf diese Weise Gefügeinhomogenitäten, die beispielsweise durch
Manganseigerungen entstehen könnten, sicher vermieden werden können.
Indem die Erwärmungstemperatur TWE auf max. 1250 °C beschränkt wird, lassen sich die Erwärmung selbst und von diesem Temperaturbereich ausgehende weitere Verfahrensschritte wirtschaftlich betreiben.
Zudem wird durch die Einstellung der Erwärmungstemperatur TWE auf
1 150 - 1250 °C ein definierter Gefügezustand eingestellt und eine gezielte Auflösung von Ausscheidungen erreicht.
Die Erwärmung auf die Temperatur TWE kann in einem konventionellen Stoßoder Hubbalkenofen durchgeführt werden. Bei Anwendung des
erfindungsgemäßen Verfahrens in einer konventionellen
Dünnbrammengießanlage, in der der erfindungsgemäß zusammengesetzte Stahl zu Dünnbrammen mit einer Dicke von typischerweise 40 - 120 mm vergossen wird (s. DE 4104001 A1 ), kann die Erwärmung auch im nach dem Vergießen durchlaufenen, direkt an die Gießanlage angeschlossenen Ofen erfolgen.
Arbeitsschritt d) :
Nach seiner Erwärmung wird das Vorprodukt zu Warmband mit Enddicken zwischen 1 ,0 und 20 mm, bevorzugt zwischen 1 ,5 und 10 mm, warmgewalzt. Abhängig von der zur Verfügung stehenden Anlagentechnik kann das
Warmwalzen ein gegebenenfalls reversierend durchgeführtes Vorwalzen in einem Vorwalzgerüst und ein daran anschließendes Fertigwalzen in einer so genannten Fertigstaffel umfassen, die aus mehreren, typischerweise fünf oder sieben in einer kontinuierlichen Abfolge durchlaufenen Walzgerüsten besteht. Die Endwalztemperatur TET des Warmwalzens ist nach der Maßgabe
TET > (A3 - 100°C) einzustellen. Dabei erweist es sich für die Praxis als vorteilhaft, wenn die Endwalztemperatur TET mindestens gleich der Aß- Temperatur der jeweils verarbeiteten Stahlzusammensetzung oder oberhalb der A3-Temperatur eingestellt wird. So kann es vorteilhaft sein, die
Endwalztemperatur TET im Bereich von 850 - 950 °C einzustellen. Soll jedoch das erfindungsgemäße Verfahren so durchgeführt werden, dass gewisse Anteile an polygonalem Ferrit im Gefüge sicher entstehen, kann dies dadurch erreicht werden, dass Endwalztemperaturen TET gewählt werden, die bis zu 100 °C unterhalb der jeweiligen A3-Temperatur des Stahls liegen. Die Aß- Temperatur der jeweils verarbeiteten Stahlzusammensetzung lässt sich gemäß der von Andrews, J. in Iron and Steel Institute (203), pp. 721 - 727, 1965, veröffentlichten Gleichung (1 ) abschätzen:
A3 [°C] = 910 - 203V%C - 15,2 %Ni + 44,7 %Si + 31 ,5 %Mo - 30 %Mn + 1 1 %Cr mit (jeweils in Gew.-%) %C = C-Gehalt des Stahls, %Ni = Ni-Gehalt des Stahls, %Si = Si-Gehalt des Stahls, %Mo = Mo-Gehalt des Stahls, %Mn = Mn-Gehalt des Stahls, %Cr = Cr-Gehalt des Stahls.
Arbeitsschritt e) :
Nach dem Warmwalzen wird der Stahl in einem ersten Abschreckschritt ausgehend von der Warmwalzendtemperatur TET mit einer hohen Abkühlrate auf eine Quench-Temperatur TQ abgeschreckt.
Die Abkühlrate 9Q beträgt dabei mehr als 30 K/s.
Die bei der Abkühlung angezielte Quench-Temperatur TQ liegt einerseits nicht unterhalb der Raumtemperatur. Andererseits ist sie höchstens 100 °C höher als die Martensitstarttemperatur TMS, bei der die martensitische Umwandlung beginnt.
Die Martensitstarttemperatur TMS kann unter Verwendung der folgenden von van Bohemen entwickelten Gleichung (2) abgeschätzt werden:
TMS [°C] = 462 - 273 %C - 26 %Mn - 13 %Cr - 16 %Ni - 30 %Mo mit %C = C-Gehalt des Stahls, %Mn = Mn-Gehalt des Stahls, %Cr = Cr-Gehalt des Stahls, %Ni = Ni-Gehalt des Stahls, %Mo = Mo-Gehalt des Stahls, jeweils in Gew.-%;
Bei einer oberhalb der Martensitstarttemperatur TMS liegenden Quench- Temperatur TQ würde sich nicht der gewünschte Anteil an Primärmartensit ausbilden. Stattdessen würden zu große Anteile an Ferrit, Perlit oder Bainit entstehen, die jeweils oberhalb der Anteile liegen, die erfindungsgemäß für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt vorgegeben sind. Sind die Anteile an diesen Gefügebestandteilen zu hoch, so wird die Stabilisierung des
Restaustenits während der auf die Abkühlung folgenden Partitioning- Behandlung unterbunden. Zudem würde sich der gebildete Primärmartensit bei der weiteren Abkühlung durch Selbstanlassen so stark entspannen, dass die erfindungsgemäß angestrebten KAM-Werte nicht erreicht würden. Darüber hinaus kann es bei Quench-Temperaturen TQ oberhalb der erfindungsgemäß vorgegebenen Grenze von TMS + 100 °C vermehrt zu Inhomogenitäten und somit zu Seigerungen einzelner Elemente kommen, die wiederum zur
Ausbildung von unerwünschtem zeiligen Gefüge führen könnten.
Eine hinsichtlich der angestrebten Umformbarkeit des Endproduktes optimale Ausprägung des Gefüges kann somit insbesondere im Hinblick auf den sich bei der Abschreckung bildenden Primärmartensit dadurch erreicht werden, dass die Quench-Temperatur TQ um höchstens 100 °C größer ist als die
Martensitstarttemperatur TMS und mindestens gleich der
Martensitstarttemperatur TMS - 250 °C ist, dass also gilt:
(TMS - 250 °C) < TQ < (TMS + 100 °C).
Als besonders günstig hat sich hier eine Quench-Temperatur TQ zwischen der Martensitstarttemperatur TMS und der Martensitstarttemperatur TMS -150 °C ((TMS -150 °C) < TQ < TMS) erwiesen.
Soll allerdings ein maximaler Martensitgehalt im Gefüge des
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts erzielt werden, kann es auch
zweckmäßig sein, als Quench-Temperatur TQ niedrige Temperaturen, wie eine im Bereich der Raumtemperatur liegende Temperatur zu wählen.
Arbeitsschritt f) Optional kann das auf die Quench-Temperatur TQ abgeschreckte
Stahlflachprodukt nach dem Arbeitsschritt e) zu einem Coil gewickelt werden, um die Temperaturkonstanz und -homogenität im gesamten Material zu gewährleisten.
Jedoch ist dabei zu beachten, dass die Temperatur des Stahlflachprodukts dabei um höchstens 80 °C unter die Quench-Temperatur TQ sinken darf.
Arbeitsschritt g) :
Nach der Abkühlung wird das auf die Quench-Temperatur TQ abgekühlte warmgewalzte Stahlflachprodukt über eine Dauer von 0,1 - 48 Stunden in einem Temperaturbereich von TQ - 80 °C bis TQ + 80 °C gehalten, um die gezielten Umwandlungen sowie bei Einsatz der Mikrolegierungselemente die Bildung von fein verteilten Karbiden zu gewährleisten.
Ziel dieses Arbeitsschritts ist die Ausbildung eines martensitischen Gefüges, welches bis zu 15-Vol.-% Restaustenit enthalten kann. Praktische Versuche haben hier gezeigt, dass sich bei Warmbändern aus dem erfindungsgemäß vorgegebenen Stahl in der Regel bereits bei Haltezeiten von bis zu 2,5 Stunden regelmäßig dieses Ergebnis einstellt. Daher kann es im Hinblick auf die
Energieausnutzung zweckmäßig sein, die Haltezeit auf max. 2,5 Stunden zu beschränken, wobei längere Haltezeiten unschädlich sind und daher gewählt werden, wenn dies unter Berücksichtigung der zur Verfügung stehenden Anlagentechnik oder deren Belegung sinnvoll ist. Als zweckmäßig erwiesen haben sich darüber hinaus Haltezeiten von mindestens 1 Stunde, um eine vollständige Temperaturhomogenität des Materials und damit einhergehend die Bildung von bis zu 15 Vol.-% betragenden Restaustenitanteils im
martensitischen Gefüges zu erreichen. Das Halten innerhalb des Temperaturbereichs von TQ -80 °C bis TQ +80 °C kann sowohl isotherm, also bei konstanter Temperatur, als auch nicht-isotherm, d.h. bei sinkender oder steigender bzw. pendelnder Temperatur erfolgen.
Kommt es während des Haltens zu einer anlagenbedingten Abkühlung, beträgt die maximal zulässige Abkühlrate 0,05 K/s.
Die während des Haltens stattfindenden Umverteilungs- und
Umwandlungsvorgänge können jedoch auch exotherm ablaufen, so dass Umwandlungswärme frei wird, die zu einer Erhöhung der Temperatur des Stahlflachprodukts führt. Die Umwandlungswärme wirkt dann einer möglichen Abkühlung entgegen. Die Selbst-Aufheizraten für diese nicht-isotherme
Gefügeentwicklung liegen bei maximal 0,01 K/s.
Die Rate, mit der es während des Haltens zu Temperaturveränderungen kommt, liegt damit ausgehend von der jeweiligen Quench-Temperatur TQ typischerweise im Bereich von -0,05 K/s bis +0,01 K/s.
Die Haltebedingungen müssen so gewählt werden, dass das vorgegebene Temperaturfenster von TQ +/-80 °C trotz der sich einstellenden
Temperaturveränderungen nicht verlassen wird.
Arbeitsschritt h) :
Das Ziel dieses Arbeitsschritts, der auch als "Partitioning" bezeichnet wird, ist die Einstellung eines Gefüges mit Martensit, angelassenem Martensit und gegebenenfalls Restaustenit.
Im Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt ausgehend von seiner nach dem Arbeitsschritt g) eingestellten Temperatur auf eine Partitioning-Temperatur TP gebracht oder, wenn die Partitioning-Temperatur TP im um +/- 80°C um die Quench-Temperatur TQ schwankenden Bereich liegt, dort gehalten, um den Restaustenit mit Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit anzureichern.
Die Partitioning-Temperatur TP sollte vorteilhafterweise mindestens so hoch sein wie die Quench-Temperatur TQ, bevorzugt jedoch mindestens 50 °C höher, insbesondere mindestens 100 °C höher, liegen.
Ist die Partitioning-Temperatur TP kleiner als die nach dem Arbeitsschritt g) vorhandene Temperatur (Quench-Temperatur TQ +/-80 °C), so ist die
Kohlenstoffmobilität zu gering, um eine Stabilisierung des Restaustenits zu bewirken. Zudem tritt der Anlasseffekt des Primärmartensits nicht im
gewünschten Maße auf.
Die Partitioning-Temperatur TP beträgt für die erfindungsgemäßen Stähle maximal 500 °C, insbesondere maximal 470 °C, um den optimalen
Anlasszustand zu erreichen.
Die Partitioning-Zeit tPT beträgt zwischen 30 Minuten und 30 Stunden, um eine ausreichende Umverteilung des Kohlenstoffs zu ermöglichen, ohne dass es zum Zerfall des im Gefüge vorhandenen Restaustenits kommt.
Die Partitioning-Zeit tPT setzt sich hierbei aus der für den Aufheizvorgang benötigten Zeit tPR (Aufheizrampe) und der für das isotherme Halten vorgesehenen Zeit tPI zusammen, wobei tPI auch Null sein kann.
Die Anteile der Zeiten tPR und tPI an der Partitioning-Zeit tPT sind variabel, solange die erfindungsgemäß vorgegebene Gesamt-Partioning-Zeit tPT eingehalten wird.
Erfolgt die Erwärmung im Arbeitsschritt h) bei zu einem Coil gewickelten Stahlflachprodukt, erfolgt das Aufheizen des Warmbandes optimalerweise mit einer Aufheizrate ΘΡ1 von bis zu 1 K/s. Aufheizraten ΘΡ1 unter 0,005 K/s erscheinen nicht praxisgerecht. Bei Aufheizraten ΘΡ1 > 1 K/s können unzulässige Unterschiede in der Temperatur zwischen äußeren, mittleren und inneren Windungen des aufgewickelten Warmbandes auftreten. Diese
Unterschiede sollten maximal 85 °C betragen, um homogene
Materialeigenschaften über die gesamte Länge des erfindungsgemäß erzeugten warmgewalzten Stahlflachprodukts zu gewährleisten.
Die Bildung von Perlit und der Zerfall von Restaustenit werden durch eine angepasste Haltezeit bei einer definierten Temperatur gezielt unterdrückt.
Als prozesstechnisch vorteilhaft hat es sich herausgestellt, wenn die Zeit tPI gleich null ist. In diesem Fall wird das gewünschte Gefüge alleine während des Aufheizvorgangs, d.h. in der Zeit tPR, eingestellt.
Wie schon erwähnt, kann die Partitioning-Temperatur auch gleich der
Temperatur sein, die das Stahlflachprodukt nach dem Arbeitsschritt g) aufweist (Quench-Temperatur TQ+/-80°C), so dass keine Zeit tPR für ein Aufheizen des Stahlflachprodukts anfällt.
Das Partitioning (Arbeitsschritt h) erfolgt bevorzugt batchweise in einer
Haubenglühe, die ein langsames Aufheizen des in diesem Fall notwendig zu einem Coil aufgewickelten Warmbandes ermöglicht.
Aus dem Glühen in einer Haubenglühe ergeben sich folgende Vorteile:
Während des Aufheizens treten geringere Temperaturgradienten auf, wodurch eine homogenere Durchwärmung des Materials erfolgt. Die maximale
Aufheizrate richtet sich einerseits nach der Zieltemperatur und andererseits nach dem jeweiligen Einsatzgewicht in der Haube. Wird zu schnell aufgeheizt, ist das Band nicht vollständig gleichmäßig durchwärmt. Das führt zu einem ungleichmäßigen Gefüge, insbesondere zu einer unterschiedlichen
Martensitmorphologie, die das weitere Partitioning Verhalten und damit das Endgefüge beeinflusst. Dies ist insbesondere bei Aufheizaggregaten der Fall, die direkt in das Warmbandwerk integriert sind (Contiglühen oder lnduktions-ln- line-Glühen wie z.B. bei US 2014/0299237). Ein ungleichmäßiges Gefüge führt zu einer schlechten Verformbarkeit, insbesondere zu einer schlechteren Lochaufweitung.
Das langsame Aufheizen hingegen führt zu einer gleichmäßigen
Kohlenstoffumverteilung aus dem Martensit in den Austenit, wodurch einerseits die unerwünschte Bildung von groben Karbiden vermieden wird und
andererseits der Anteil an kohlenstoffangereichertem Austenit im Endgefüge eingestellt werden kann. Zu schnelles Aufheizen verursacht eine Aufstauung des Kohlenstoffs an kristallographischen Defekten, wie z.B. Phasengrenzen und Versetzungen, und begünstigt somit die Ausscheidung von
Übergangskarbiden und/oder Zementit. Dies führt zur Verringerung des Anteils an Kohlenstoff, der während des Partitioning Schrittes für die Stabilisierung des Austenits zur Verfügung steht und somit zu einem ungleichmäßigen Gefüge. Die Einstellung der an die Kinetik der Kohlenstoffumverteilung angepassten Aufheizbedingungen während des Partitioning Schrittes ermöglicht somit die Einstellung eines gleichmäßigen Gefüges mit verbesserten
Umformeigenschaften, insbesondere mit verbesserter Lochaufweitung.
Die maximale Aufheizrate ΘΡ1 während des Partitioning Schrittes beträgt für die Einstellung gleichmäßiger Eigenschaften sowohl über Länge als auch Breite des Stahlflachprodukts 1 K/s, bevorzugt 0,075 K/s, da andernfalls lokale Ungleichmäßigkeiten verbunden mit verringerten Umformeigenschaften, insbesondere einer verschlechterten Lochaufweitung, auftreten. Besonders günstig ist es, wenn die Aufheizung mit einer Aufheizrate ΘΡ1 von maximal 0,03 K/s erfolgt, um eine optimale Homogenität des Endgefüges und damit beste Lochaufweitungs- und Dauerfestigkeitseigenschaften zu gewährleisten. Die minimale Aufheizrate ΘΡ1 liegt aus Gründen der Wirtschaftlichkeit bei 0,005 K/s, bevorzugt 0,01 K/s.
Ein weiterer Vorteil des Einsatzes einer Haubenglühung besteht darin, dass die jeweils angezielten Glühtemperaturen exakter eingestellt werden können als in Durchlaufglühöfen. Die Glühung erfolgt zudem in einem Schutzgasgemisch, wodurch eine schädliche Beeinflussung der Warmbandoberfläche, z. B.
Oxidation, vermieden werden kann. Als Schutzgas werden Wasserstoff, Stickstoff sowie Mischungen aus Wasserstoff und Stickstoff verwendet.
Überdies erlaubt das Partitioning in einer separaten Haubenglühe die
Taktzeitentkopplung zum Warmwalzwerk. Dies ermöglicht eine bessere Ausnutzung der Warmwalzkapazitäten.
Im Fall des Einsatzes einer Haubenglühe im Arbeitsschritt h) sollte der
Transport des Stahlflachprodukts in die Haubenglühe innerhalb des
Arbeitsschritts g) unter Berücksichtigung der voranstehend in Bezug auf die Einhaltung der Temperatur TQ erläuterten Maßgaben erfolgen.
Nach dem Arbeitsschritt h) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Abkühlung im Arbeitsschritt i) sollte mit einer Abkühlrate ΘΡ2 von maximal 1 K/s erfolgen, um die Verspannung im
Stahlflachprodukt kontrollieren zu können. Aus Gründen der Wirtschaftlichkeit kann eine minimale Abkühlgeschwindigkeit von 0,01 K/s angewendet werden.
Es versteht sich von selbst, dass das Stahlflachprodukt, falls es in Bandform vorliegt und im optionalen Arbeitsschritt f) zu einem Coil aufgewickelt wurde, nun abgewickelt und aus logistischen Gründen in so genannte Bandbleche aufgeteilt werden kann.
Abhängig vom jeweils vorgesehenen Verwendungszweck kann es zweckmäßig sein, das erfindungsgemäße erhaltene oder beschaffene Stahlflachprodukt einer Oberflächenbehandlung, wie einer Entzunderung, einem Beizen oder desgleichen zu unterziehen.
Ebenso kann es zweckmäßig sein, das Stahlflachprodukt in an sich bekannter Weise mit einer metallischen Beschichtung zum Schutz gegen Korrosion zu versehen. Dies kann beispielsweise durch elektrolytisches Verzinken erfolgen.
Die Verarbeitung eines erfindungsgemäßen bzw. erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts erfolgt im warmgewalzten Zustand. Dies erlaubt Dicken des Stahlflachprodukts von 1 mm und mehr, wobei typische Dicken im Bereich von 1 ,5 - 10 mm liegen.
Das erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukt eignet sich dabei besonders zum strukturellen Leichtbau, da die höhere Festigkeit eine
Verringerung der Materialstärke ermöglicht. Herkömmliche höher- und höchstfeste Güten sind hierbei für stärker umgeformte Teile nicht geeignet, da ihnen die notwendige Umformbarkeit fehlt.
Darüber hinaus ermöglicht das erfindungsgemäß beschaffene Stahlflachprodukt eine Bauteilintegration, da durch die gute Umformbarkeit trotz hoher Festigkeit die Möglichkeit besteht, mehrere Bauteile einer Baugruppe durch ein Bauteil aus erfindungsgemäßem warmgewalzten Stahlflachprodukt zu ersetzen.
Insbesondere für Fahrwerksteile von Kraftfahrzeugen ist zudem die erhöhte Lochaufweitung vorteilhaft, welche die Ausformung von Durchstellungen wesentlich erleichtert. Eine zu geringe Lochaufweitung galt bei bislang verfügbaren Güten im Festigkeitsbereich von über 800 MPa als
Ausschlusskriterium für die Anwendung für Fahrwerksteile. Die bei
Fahrwerksteilen typische zyklische Belastung setzt voraus, dass das Material darüber hinaus idealerweise eine gute Dauerfestigkeit aufweist.
Weiterhin ermöglicht die verbesserte Umformbarkeit bei aus Leichtbaugründen verringerter Materialstärke neue Bauteilgeomethen.
Die Vorteile erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte können im Kraftfahrzeug auch in den Bereichen Antriebsstrang sowie für Interieur- und Getriebeteile genutzt werden.
In der metallverarbeitenden Industrie können die mechanischen Eigenschaften erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte zum Leichtbau von Stanzteilen eingesetzt werden. Auch die Bauteilintegration birgt hier die Möglichkeit, Fügeoperationen einzusparen und somit zugleich die Fertigungssicherheit zu erhöhen und Kostenvorteile zu generieren.
Ein Einsatz der erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte in der Bauindustrie ist ebenfalls vorteilhaft, da sie bei hoher Festigkeit eine verbesserte Umformbarkeit aufweisen. Ferner verfügen sie über ein erhöhtes Streckgrenzenverhältnis im Vergleich zu anderen Stahlflachprodukten im vergleichbaren Festigkeitsniveau. Diese Eigenschaften gewährleisten eine verbesserte Bauwerksstabilität unter unvorhergesehenen Lastfällen wie Erdbeben, Impactlasten oder Überschreitung der konstruktiv vorhergesehenen Maximalbelastung.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
In den nachfolgend erläuterten Tabellen sind die nicht erfindungsgemäßen Beispiele mit einem "*" gekennzeichnet, wobei außerhalb der
erfindungsgemäßen Vorgaben liegende Werte der betreffenden Beispiele unterstrichen sind.
Zur Erprobung der Erfindung sind Versuchsschmelzen A - O mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erschmolzen worden. In Tabelle 2 sind für die Stähle A - O die gemäß Gleichung (1 ) bestimmten A3- und die gemäß Gleichung (2) bestimmten Martensitstarttemperaturen TMS angegeben.
Für 47 Versuche sind die Schmelzen A - O zu Brammen vergossen worden, die anschließend jeweils auf eine Wiedererwärmungstemperatur TWE erwärmt worden sind. Die so erwärmten Brammen sind dann in konventioneller Weise zu Warmband mit einer Dicke von 2 - 3 mm gewalzt worden, wobei das
Warmwalzen in an sich ebenso bekannter Weise ein Vorwalzen und ein
Fertigwalzen umfasst hat und bei jeweils einer Warmwalzendtemperatur TET beendet worden ist.
Innerhalb von maximal 5 s nach Ende des Warmwalzens, d.h. im technischen Sinne direkt nach dem Warmwalzen, sind die erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder mit jeweils einer Abkühlrate 9Q auf jeweils eine Quench- Temperatur TQ abgeschreckt worden, bei der sie anschließend für eine Dauer tQ gehalten worden sind. Diejenigen Warmbänder, die später einer
Haubenglühung unterzogen worden sind, sind zwischen dem Abschrecken und dem Halten zu einem Coil gewickelt worden.
Nach dem Halten sind die Warmbänder mit einer Aufheizrate ΘΡ1 über eine Dauer tPR auf jeweils eine Partitioning-Temperatur TP erwärmt und dort für eine Dauer tPI gehalten worden.
Schließlich sind die in den Versuchen 1 - 47 erhaltenen Warmbänder auf Raumtemperatur abgekühlt worden.
Die Parameter Wiedererwärmungstemperatur "TWE", Warmwalzendtemperatur "TET", Abkühlrate "0Q", Quench-Temperatur "TQ", Halte-Dauer "tQ",
Aufheizrate "ΘΡ1 ", Halte-Dauer "tPI", Partitioning-Temperatur "TP" und Aufheiz- Dauer "tPR" sind für jeden der Versuche 1 - 47 in Tabelle 3 angegeben. Zusätzlich ist in der Tabelle 3 für jeden der Versuche das dabei für die
Partitioning-Behandlung (Arbeitsschritt h)) eingesetzte Aggregat und die jeweilige Differenz zwischen der Quenching-Temperatur TQ und der
Partitioning-Temperatur TP genannt. Bei Verwendung einer Haubenglühe ist zudem jeweils angegeben, ob diese zur Erhöhung ("heizen") der Temperatur oder zum Konstanthalten ("halten") der Temperatur verwendet wurde.
Die nach der Fertigung vorhandenen mechanisch-technologischen
Eigenschaften "Dehngrenze RP0,2", "Zugfestigkeit Rm", "Verhältnis
RP0,2/Rm", "Dehnung A" und "Lochaufweitungswert λ der in den Versuchen 1 - 47 erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder sind in Tabelle 4 angegeben.
In Tabelle 5 sind die Anteile an polygonalem Ferrit "pF", nichtpolygonalem Ferrit "npF", angelassenem Martensit "AM", Zementit "Z", Restaustenit "RA", nicht angelassener Martensit "M" und Bainit "B" im Gefüge sowie der KAM-Wert der bei den Versuchen 1 - 47 erhaltenen Warmbänder wiedergegeben.
Beim nicht erfindungsgemäßen Versuch 7 ist der für die Lochaufweitung erfindungsgemäß geforderte Wert nicht erreicht worden, da das Quenchen bei zu hohen Temperaturen abgebrochen worden ist.
Dagegen haben die Versuche 3 - 6 eine Erhöhung der Lochaufweitung um 7 % bis 38 % gegenüber dem nicht erfindungsgemäßen Vergleichsversuch 7 unter gleichzeitiger Vermeidung eines zu hohen Anteils an Bainit ergeben. So waren bei den Versuchen 3 - 5 nur Spuren von Bainit und beim Versuch 6 10
Flächen-% Bainit vorhanden, wogegen beim Versuch 7 im Gefüge 20 Flächen- % Bainit vorlagen.
Die Versuche 1 1 - 13 zeigen die Notwendigkeit, oberhalb der A3 Temperatur zu walzen und eine ausreichend lange Haltezeit tQ einzuhalten. Mit den Schmelzen D und E ist es gelungen, ein Material mit einer Festigkeit von 1028 - 1500 MPa und einer Lochaufweitung von 22 - 87 % zu erzeugen.
Allerdings führen die Fertigungsparameter beim nicht erfindungsgemäßen Versuch 24 zur Bildung eines zu hohen Anteils an Bainit.
Mit der nicht erfindungsgemäßen Schmelze F konnte trotz ausreichend langer Haltezeit (siehe Versuch 29) die Bildung von Zementit nicht verhindert werden.
Die Schmelze M weist als Beispiel für eine Variante mit optimierter
Oberflächenqualität einen abgesenkten Si-Gehalt bei einem gleichzeitig angehobenen AI-Gehalt auf. Bei gleichzeitig niedriger TET (siehe Versuch 45) bildet sich im Gefüge ein Anteil von 5 Flächen-% polygonalem Ferrit, wodurch sich niedrige Streckgrenzen bei gleichzeitig guter Lochaufweitung darstellen lassen.
Während die Schmelzen A-M und O unter konventionellen betrieblichen Bedingungen erzeugt wurden, wurde Schmelze N als Laborschmelze im Vakuumofen erzeugt. Mit der hochreinen Schmelze N ist es gelungen, ein Material mit sehr guter Lochaufweitung zu erzeugen (siehe Versuch 46).
Der Versuch 47 mit der Schmelzanalyse O zeigt, dass bei Einhaltung aller Fertigungsparameter ein Material mit gerade noch ausreichenden Werten für die Dehnung und die Lochaufweitung gefertigt werden kann.
Tabelle 1
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
* = nicht erfindungsgemäß
* = nicht erfindungsgemäß
Tabelle 3
TWE TET 9Q TQ tQ ΘΡ1 tPI TP tPR TP-TQ GlühErfindungs¬
Versuch Schmelze
[°C] [°C] [K/s] [°C] [s] [K/s] [s] [°C] [s] [°C] aggregat gemäß?
1 A 1230 910 45 345 3000 0,075 10800 410 867 65 Haubenglühe (heizen) NEIN
2 A 1230 920 50 295 950 0,03 10200 425 4333 130 Haubenglühe (heizen) NEIN
3 B 1250 900 50 195 4500 0,05 18600 300 2100 105 Haubenglühe (heizen) JA
4 B 1240 890 50 205 7200 0,08 14200 450 3063 245 Haubenglühe (heizen) JA
5 B 1250 905 45 255 5400 0,04 16000 400 3625 145 Haubenglühe (heizen) JA
6 B 1270 900 40 345 6300 0,02 18400 350 250 5 Haubenglühe (halten) JA
7 B 1250 905 38 475 12600 - =tQ 395 - -80 Haubenglühe (halten) NEIN
8 B 1 160 845 52 165 2400 0,02 85200 280 5750 1 15 Haubenglühe (heizen) JA
9 B 1230 910 62 325 4100 _L5 2200 385 24 60 Contiglühe NEIN
10 C 1240 850 37 350 9000 0,02 14500 425 3750 75 Haubenglühe (heizen) JA
1 1 C 1230 890 43 245 3500 0,03 21300 400 5167 155 Haubenglühe (heizen) JA
12 C 1240 895 51 195 8500 0,04 21600 410 5375 215 Haubenglühe (heizen) JA
13 C 1210 915 58 265 0 5 14800 400 27 135 Contiglühe NEIN
14 D 1250 920 25 350 12100 - =tQ 350 - 0 Haubenglühe (halten) NEIN
15 D 1250 920 41 320 5500 0,025 21900 405 3400 85 Haubenglühe (heizen) JA
16 D 1250 920 48 290 3100 0,045 12300 450 3556 160 Haubenglühe (heizen) JA
17 D 1 180 880 58 28 19900 0,01 12700 255 22700 227 Haubenglühe (heizen) JA
18 D 1230 905 42 25 3000 0,01 12800 445 42000 420 Haubenglühe (heizen) JA
19 D 1200 910 41 290 160000 0,06 12500 395 1750 105 Haubenglühe (heizen) JA
20 D 1250 890 48 380 8700 - 12900 400 - 20 Haubenglühe (halten) JA
21 E 1200 910 35 335 7900 0,03 21500 390 1833 55 Haubenglühe (heizen) JA
22 E 1 190 895 42 295 4050 0,06 14400 420 2083 125 Haubenglühe (heizen) JA
23 E 1220 890 50 240 6020 0,04 14900 405 4125 165 Haubenglühe (heizen) JA
24 E 1210 895 42 365 10500 0,03 8900 525 5333 160 Haubenglühe (heizen) NEIN
Tabelle 3
TWE TET 9Q TQ tQ ΘΡ1 tPI TP tPR TP-TQ GlühErfindungs¬
Versuch Schmelze
[°C] [°C] [K/s] [°C] [s] [K/s] [s] [°C] [s] [°C] aggregat gemäß?
25 E 1250 855 35 26 7200 0,03 21500 455 14300 429 Haubenglühe (heizen) JA
26 E 1260 895 42 170 4200 0,06 14400 245 1250 75 Haubenglühe (heizen) JA
27 E 1210 915 50 230 6700 0,04 14900 450 5500 220 Haubenglühe (heizen) JA
28 E 1270 920 42 375 2200 0,075 19400 390 200 15 Haubenglühe (halten) JA
29 F 1250 925 35 350 19900 - =tQ 370 - 20 Haubenglühe (halten) NEIN
30 F 1250 925 46 275 3000 0,03 16400 400 4167 125 Haubenglühe (heizen) NEIN
31 G 1240 920 39 305 160000 0,07 12300 395 1286 90 Haubenglühe (heizen) JA
32 G 1220 900 37 315 8700 0,035 12600 380 1857 65 Haubenglühe (heizen) JA
33 G 1250 915 31 525 7200 -0,02 13100 405 6000 -120 ohne NEIN
34 H 1240 900 36 325 4200 0,04 12300 415 2250 90 Haubenglühe (heizen) JA
35 H 1210 895 24 365 6700 0,02 12100 395 1500 30 Haubenglühe (heizen) NEIN
36 H 1220 890 35 335 170000 0,01 12700 380 4500 45 Haubenglühe (heizen) JA
37 I 1240 905 41 315 8400 0,01 12800 375 6000 60 Haubenglühe (heizen) NEIN
38 J 1230 910 45 260 7100 0,06 12500 400 2333 140 Haubenglühe (heizen) JA
39 K 1240 905 37 315 9300 0,035 12600 450 3857 135 Haubenglühe (heizen) JA
40 K 1250 915 42 345 2450 0,02 0 405 3000 60 Haubenglühe (heizen) JA
41 L 1260 850 35 290 123000 - =tQ 260 - -30 Haubenglühe (halten) JA
42 L 1 160 920 46 340 2350 0,03 10200 405 2167 65 Haubenglühe (heizen) JA
43 L 1240 910 39 390 4500 - 17100 390 - 0 Haubenglühe (halten) JA
44 L 1230 915 37 45 7200 0,03 21500 245 6667 200 Haubenglühe (heizen) JA
45 M 1200 795 39 331 8000 0,02 22000 395 3200 64 Haubenglühe (heizen) JA
46 N 1 150 950 45 345 2300 0,03 1 1000 410 2167 65 Haubenglühe (heizen) JA
47 0 1220 910 52 310 7500 0,07 15000 440 1857 130 Haubenglühe (heizen) JA
Tabelle 4
A λ Erfindungs¬
Versuch Schmelze Rp02 Rm
rMPal [MPa] Rp02 / Rm
[%] m gemäß?
1 A 601 1 128 0,53 14,5 16 NEIN
2 A 759 1 134 0,67 12,8 II NEIN
3 B 1281 1482 0,85 7,9 34 JA
4 B 1 125 1214 0,93 10,2 43 JA
5 B 1 177 1317 0,89 8,8 55 JA
6 B 1027 1325 0,78 9 23 JA
7 B 807 1270 0,64 12,7 II NEIN
8 B 1210 1446 0,84 9,2 27 JA
9 B 1 170 1345 0,87 35 NEIN
10 C 865 1220 0,71 16,2 32 JA
1 1 C 1090 1380 0,79 13,1 27 JA
12 C 1209 1412 0,86 10,9 23 JA
13 C 1232 1441 0,85 5J) 31 NEIN
14 D 690 1253 0,55 13,2 13 NEIN
15 D 974 1 124 0,87 12 54 JA
16 D 876 1056 0,83 15,6 47 JA
17 D 1299 1500 0,87 9, 1 22 JA
18 D 1052 1 102 0,95 12,7 36 JA
19 D 1 178 1241 0,95 1 1 55 JA
20 D 1054 1 149 0,92 13,3 49 JA
21 E 836 1 187 0,7 16,8 34 JA
22 E 851 1072 0,79 14 56 JA
23 E 913 1059 0,86 12,3 67 JA
Tabelle 4
λ Erfindungs¬
Versuch Schmelze RpQ2 Rm A
rMPal [MPa] Rp02 / Rm
[%] I%1 gemäß?
24 E 680 1015 0,67 17,1 16 NEIN
25 E 975 1028 0,95 12,3 41 JA
26 E 1189 1431 0,83 9 66 JA
27 E 1028 1064 0,97 12,4 51 JA
28 E 999 1059 0,94 11,9 87 JA
29 F 945 1104 0,86 5J 18 NEIN
30 F 1067 1189 0,90 4,9 43 NEIN
31 G 857 1017 0,84 12,7 49 JA
32 G 821 1043 0,79 13,5 38 JA
33 G 457 984 0,46 11,3 5 NEIN
34 H 868 1109 0,78 14 63 JA
35 H 523 1061 0,49 15,9 7 NEIN
36 H 824 1197 0,69 13,6 29 JA
37 I 670 965 0,69 10,8 II NEIN
38 J 1043 1267 0,82 9,5 47 JA
39 K 804 1029 0,78 14,1 25 JA
40 K 871 1040 0,84 11,2 22 JA
41 L 1209 1420 0,85 8,1 24 JA
42 L 1043 1107 0,94 11,4 48 JA
43 L 935 1071 0,87 8,6 42 JA
44 L 1211 1396 0,87 7,1 21 JA
45 M 822 1176 0,7 17,2 29 JA
46 N 1055 1121 0,94 9,8 51 JA
47 0 1194 1221 0,98 7,2 27 JA
Tabelle 5
npF AM Z RA M B KAM Erfindungs
Versuch Schmelze PF
[Flächen-%] [Flächen-%] [Flächen-%] [Flächen-%] [Vol.-%] [Flächen-%] [Flächen-%] Π gemäß?
1 A 0 20 65 - 8,5 5 Sp. 1,19 NEIN
2 A 0 25 70 - 4,5 0 Sp. 1,14 NEIN
3 B 0 0 80 - 1 16 Sp. 1,51 JA
4 B 0 0 80 - 0 19 Sp. 1,53 JA
5 B 0 0 75 - 2 21 Sp. 1,54 JA
6 B 0 0 65 - 0 24 10 1,5 JA
7 B 0 0 60 - 10,5 9,5 20 1,48 NEIN
8 B 0 0 85 - 2 13 Sp. 1,62 JA
9 B 0 0 30 - 2,5 65 Sp. 1,57 NEIN
10 C 5 0 65 - 5 20 5 1,5 JA
11 C 0 0 80 - 8 10 Sp. 1,53 JA
12 C 0 0 85 - 4,5 10 Sp. 1,56 JA
13 C 0 0 35 - 0 65 Sp. 1,49 NEIN
14 D 20 0 35 - 8,5 20,5 15 1,42 NEIN
15 D 0 0 70 - 3 25 Sp. 1,55 JA
16 D 0 0 75 - 0 25 0 1,51 JA
17 D 0 0 75 5,00 3,5 15 0 1,5 JA
18 D 0 0 85 - 1,5 13 Sp. 1,56 JA
19 D 0 0 75 - 5,5 15 2 1,6 JA
20 D 0 0 60 Sp. 1,5 25 12 1,58 JA
21 E 0 0 60 - 7,5 30 Sp. 1,51 JA
22 E 0 0 75 - 2 20 Sp. 1,54 JA
23 E 0 0 85 - 0 15 0 1,57 JA
Tabelle 5
npF AM Z RA M B KAM Erfindungs
Versuch Schmelze PF
[Flächen-%] [Flächen-%] [Flächen-%] [Flächen-%] [Vol.-%] [Flächen-%] [Flächen-%] [°] gemäß?
24 E 0 Sp. 35 Sp. 1,5 38 25 1,37 NEIN
25 E 0 3 65 - 1,5 30 0 1,53 JA
26 E 0 0 80 - 2 15 Sp. 1,61 JA
27 E 0 0 70 Sp. 10,5 15 2 1,52 JA
28 E 0 0 70 - 2 15 13 1,53 JA
29 F 0 5 35 15 4,5 20 20 1,45 NEIN
30 F 0 Sp. 60 5 6 20 7 1,47 NEIN
31 G 0 0 75 Sp. 8,5 15 Sp. 1,53 JA
32 G 0 0 70 - 5,5 23 Sp. 1,51 JA
33 G 20 0 0 Sp. 6 30 42 1,38 NEIN
34 H 0 0 50 - 8 38 4 1,53 JA
35 H 25 0 5 Sp. 6,5 60 Sp. 1,32 NEIN
36 H 0 0 50 Sp. 11,5 37 Sp. 1,51 JA
37 I 18 0 55 - 1,5 20 5 1,41 NEIN
38 J 3 0 70 Sp. 3 20 2 1,62 JA
39 K 0 Sp. 60 - 4,5 35 0 1,51 JA
40 K 0 2 50 - 1,5 46 Sp. 1,55 JA
41 L 10 Sp. 75 2,50 1 10 Sp. 1,5 JA
42 L 0 0 60 Sp. 8,5 30 0 1,55 JA
43 L 0 0 70 - 2,5 25 Sp. 1,52 JA
44 L 0 0 85 Sp 0,5 12 Sp. 1,57 JA
45 M 0 5 60 - 6 27 Sp. 1,52 JA
46 N 0 0 75 - 5 20 0 1,63 JA
47 0 0 0 82 - 1 13 Sp. 1,5 JA

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1 . Warmgewalztes Stahlflachprodukt bestehend aus einem Stahl mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%):
C: 0,1 - 0,3 %
Mn: 1 ,5 - 3,0 %
Si: 0,5 - 1 ,8 %
AI: bis zu 1 ,5 %
P: bis zu 0,1 %
S: bis zu 0,03 %
N: bis zu 0,008 %
optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe "Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" mit folgenden Gehalten:
Cr: 0,1 - 0,3 %
Mo: 0,05 - 0,25 %
Ni: 0,05 - 2,0 %
Nb: 0,01 - 0,06 %
Ti: 0,02 - 0,07 %
V: 0,1 - 0,3 %
B: 0,0008 - 0,0020 %
Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen,
- wobei das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit Rm von
800 - 1500 MPa, eine mehr als 700 MPa betragende Dehngrenze Rp, eine 7 - 25 % betragende Bruchdehnung A und eine Lochaufweitung λ von mehr als 20 % aufweist,
- wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts zu mindestens 85 Flächen-% aus Martensit, von dem mindestens die Hälfte angelassener Martensit ist, wobei der jeweils verbleibende Rest des Gefüges aus bis zu 15 Vol. - % Restaustenit, aus bis zu 15 Flächen-% Bainit, aus bis zu 15 Flächen- % polygonalem Ferrit, aus bis zu 5 Flächen-% Zementit und/oder aus bis zu 5 Flächen-% nichtpolygonalem Ferrit besteht, und
- wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts eine Kernel Average
Missorientation "KAM" aufweist, die mindestens 1,50° beträgt.
2. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 , d a d u r c h
gekennzeichnet, dass sein AI-Gehalt höchstens 0,03 Gew.-% beträgt.
3. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt mindestens 1 ,0 Gew.-% beträgt.
4. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 , d a d u r c h
gekennzeichnet, dass sein AI-Gehalt mindestens 0,5 Gew-% beträgt.
5. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt höchstens 1,1 Gew.-% beträgt.
6. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche 1, dadurch gekennzeichnet, dass es mindestens 1,0 mm dick ist.
7. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der voranstehenden
Ansprüche beschaffenen Stahlflachprodukts umfassend folgende
Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer Stahllegierung mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%):
C: 0,1 - 0,3 %
Mn: 1 ,5 - 3,0 %
Si: 0,5 - 1 ,8 %
AI: bis zu 1 ,5 %
P: bis zu 0,1 %
S: bis zu 0,03 %
N: bis zu 0,008 %
optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe
"Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" mit folgenden Gehalten:
Cr: 0,1 - 0,3 %
Mo: 0,05 - 0,25 %
Ni: 0,05 - 2,0 %
Nb: 0,01 - 0,06 %
Ti: 0,02 - 0,07 %
V: 0,1 - 0,3 %
B: 0,0008 - 0,0020 %
Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, wie einer Bramme oder Dünnbramme; c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine Erwärmungstemperatur TWE von 1000 - 1300 °C; d) Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von 1 ,0 - 20 mm, wobei das Warmwalzen bei einer
Warmwalzendtemperatur TET beendet wird, für die gilt
TET > (A3 - 100°C), wobei mit "A3" die jeweilige A3-Temperatur des Stahls bezeichnet ist; e) erstes Abschrecken des Warmbands ausgehend von der
Warmwalzendtemperatur TET mit einer Abkühlrate 9Q von mehr als 30 K/s auf eine Quench-Temperatur TQ, für die gilt
RT < TQ < (TMS + 100°C), wobei mit "RT" die Raumtemperatur und mit "TMS" die Martensitstarttemperatur des Stahls bezeichnet ist und wobei die Martensitstarttemperatur TMS wie folgt bestimmt wird:
TMS [°C] = 462 - 273 %C - 26 %Mn - 13 %Cr - 16 %Ni - 30 %Mo mit %C = C-Gehalt des Stahls, %Mn = Mn-Gehalt des Stahls, %Cr = Cr- Gehalt des Stahls, %Ni = Ni-Gehalt des Stahls, %Mo = Mo-Gehalt des Stahls, jeweils in Gew.-%; f) optionales Wickeln des auf die Quench-Temperatur TQ abgeschreckten Stahlflachprodukts zu einem Coil; g) Halten des auf die Quench-Temperatur TQ abgekühlten
Stahlflachprodukts innerhalb eines Temperaturbereichs von TQ -80 °C bis TQ +80 °C über eine Dauer von 0,1 - 48 Stunden; h) Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine Partitioning-Temperatur TP oder Halten des Stahlflachprodukts bei einer Partitioning-Temperatur TP, die mindestens gleich der nach dem Arbeitsschritt g) vorhandenen Temperatur TQ+/-80 °C des Stahlflachprodukts ist und höchstens 500 °C beträgt, über eine Partitioning-Zeit tPT von 0,5 - 30 Stunden, wobei im Fall, dass eine Erwärmung stattfindet, die Aufheizrate ΘΡ1 höchstens 1 K/s beträgt. i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur j) optionales Entzundern des Stahlflachprodukts k) optionales Beschichten des Stahlflachprodukts .
8. Verfahren nach Anspruch 7, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s der Arbeitsschritt h) in einer Haubenglühe durchgeführt wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 oder 8, d a d u r c h gekennzeichnet, dass die Aufheizrate ΘΡ1 während des
Arbeitsschritts h) höchstens 0,075 K/s beträgt.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Aufheizrate ΘΡ1 maximal 0,03 K/s beträgt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 10, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass im Arbeitsschritt c) die
Erwärmungstemperatur TWE 1150 - 1250 °C beträgt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis11 , d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Quench-Temperatur TQ im
Arbeitsschritt e) höchstens gleich der Martensitstarttemperatur TMS und mindestens gleich einer Temperatur ist, die um höchstens 250 °C niedriger als die Martensitstarttemperatur TMS ist.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Quench-Temperatur TQ zwischen der Martensitstarttemperatur TMS und einer Temperatur liegt, die um höchstens 150 °C niedriger als die
Martensitstarttemperatur TMS ist.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 13, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Haltedauer im Arbeitsschritt g) maximal 2,5 Stunden beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 14, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Partitioning-Temperatur TP im
Arbeitsschritt h) mindestens 50 °C höher als die Quench-Temperatur TQ ist.
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