EP3899060A1 - Verfahren zur herstellung von konventionell warmgewalzten warmbanderzeugnissen - Google Patents

Verfahren zur herstellung von konventionell warmgewalzten warmbanderzeugnissen

Info

Publication number
EP3899060A1
EP3899060A1 EP19832077.2A EP19832077A EP3899060A1 EP 3899060 A1 EP3899060 A1 EP 3899060A1 EP 19832077 A EP19832077 A EP 19832077A EP 3899060 A1 EP3899060 A1 EP 3899060A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
hardening
hot
temperature
rolled
heating
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
EP19832077.2A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Wolfgang Ernst
Helmut Spindler
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.)
Voestalpine Stahl GmbH
Original Assignee
Voestalpine Stahl GmbH
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 Voestalpine Stahl GmbH filed Critical Voestalpine Stahl GmbH
Publication of EP3899060A1 publication Critical patent/EP3899060A1/de
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/34—Methods of heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/34—Methods of heating
    • C21D1/42—Induction heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the invention relates to a method for producing conventionally rolled hot strip products according to the preamble of claim 1.
  • a hot-rolled strip is a steel strip which is produced by first melting a steel melt of a desired alloy with unavoidable impurities that are inherent in the steel melting process, as a rule in a converter. The melt is then usually placed in a metallurgical pan, in which further processing, in particular alloy setting, takes place. In addition, a wide variety of fresh processes are carried out in the converter in order to reduce unwanted accompanying elements.
  • the steel from the ladle is usually fed through a tundish of a continuous casting plant, in which the molten steel is cast into a theoretically endless slab.
  • the solidified steel strip is cut in the continuous casting plant into so-called slabs, which are tabular, with a thickness of several decimeters, a width of, for example, 1.5 m and a length of, for example, 6 m to 12 m.
  • Such slabs can then be further processed in rolling mills.
  • Such slabs are first preheated to the rolling temperature in a reheating oven and then reach the so-called hot (wide) strip mill.
  • the hot strip mill consists of a sequence of rolling stands, whereby a so-called reversing roughing stand is initially available, in which the slab is roughed.
  • the still very hot, bright-glowing steel strip is then inserted into the actual roll stands and passes through these roll stands, the strip being given a target thickness and width.
  • hot strips of this type can either be processed further directly as hot strips or further processed into thin sheet metal via a cold rolling mill.
  • hot strip is not only produced for further processing into thin sheet metal, but also represents a special steel specialty that can be directly processed with modifications.
  • conventional hot rolling involves rolling with multiple passes above the recrystallization temperature and then cooling or quenching in the so-called direct quench process.
  • the resulting possible structures are globular austenite above the recrystallization temperature, see FIG. 3, which after cooling, in particular after direct quenching (quenching from the rolling heat), converts to martensite or tempered martensite.
  • the globular autenite in turn forms martensite, which then shows a tempered martensite structure after tempering. If the hardening step is achieved (FIG. 6b) by quenching directly from the rolling heat, it is only necessary to leave on in order to produce a tempered martensite structure.
  • WO2017 / 016582 A1 discloses a high-strength steel with a high minimum yield strength and a method for securing such a steel.
  • This steel has a composition that is summarized as follows:
  • Pcm [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [ B]; where [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], and [B] are the mass fractions of the respective elements in high-strength steel in% by weight and where the following applies to Pcm:
  • the hydrogen content is reduced by vacuum treatment of the steel melt, after which the steel melt is cast into a slab.
  • the slab is then heated to a temperature in the range from 1100 ° C to 1250 ° C, descaled and then hot rolled to a flat steel product.
  • the product is then coiled, the coiling temperature being at least 800 ° C, whereby when the slab is hot-rolled into a flat steel product, the initial rolling temperature is in the range from 1050 ° C to 1250 ° C and the final rolling temperature is> 880 ° C, and for the Pcm applies: 0.38% by weight ⁇ Pcm ⁇ 0.44% by weight.
  • the flat steel product is preferably subjected to a hardening treatment after hot rolling, the hardening treatment being at least 40 Kelvin above the Ac3 temperature of the steel alloy and the flat steel product then being rapidly quenched, so that the cooling rate is at least 25 Kelvin / sec to a temperature which is below 200 ° C.
  • Lower austenitization temperatures of ⁇ 860 ° C in combination with the coordinated chemical composition of this steel alloy lead to undesired partial austenitization, which is not desirable.
  • the austenitization temperature should preferably be ⁇ 920 ° C., at higher temperatures promote austenite grain growth, which leads to a reduction in the mechanical-technological properties.
  • the optimal austenitizing temperature should be 880 ° C.
  • EP 2 267 177 Al discloses a high-strength steel sheet which is used as a structural element in industrial machines and which on the one hand is said to have excellent resistance to delayed breakage and on the other hand has good welding behavior.
  • This steel sheet has a minimum yield strength of 1300 MPa or higher and a tensile strength of 1400 MPa or higher.
  • the thickness of this steel sheet should be equal to or greater than 4.5 mm or equal to or less than 25 mm.
  • a high-strength, hot-rolled steel product and a method for producing the same are known from EP 2 789 699 A1.
  • the method comprises the steps of melting a steel having the following composition: C 0.25 to 0.45%, Si 0.01 to 1.5%, Mn 0.4 to 3.0%, Ni 0.5 to 4%, AI 0.01 to 1.2%, Cr ⁇ 2%, Mo ⁇ 1%, Cu ⁇ 1.5%, V ⁇ 0.5%, Nb ⁇ 0.2%, Ti ⁇ 0.2% , B ⁇ 0.01%, Ca ⁇ 0.01%, balance iron and inevitable contamination, wherein the molten steel is poured into a slab and the slab is heated to a temperature in the range from 950 ° C to 1350 ° C, followed by a heat compensation step, in which the slab is then hot-rolled in a temperature range from Ac3 to 1300 ° C.
  • a hot-rolled product is known from US 2007/0272333 A1, which is said to have high strength, the steel having a composition with 0.03 to 0.1% carbon, 0.2 to 2% silicon, 0.5 to 2 , 5% manganese, 0.02 to 0.1% aluminum, 0.2 to 1.5% chromium and 0.1 to 0.5% molybdenum, 80% by area having at least in the longitudinal direction a martensitic structure.
  • thermomechanical treatment method for heavy plates is known from EP 2 340 897 A1. This method serves to increase the toughness, especially the low-temperature toughness. To position the plate, it is heated, partially and finally formed by rolling and cooled faster than cooling at ambient temperature, the plate being heated for partial forming to an Ac3 temperature being cooled more quickly after its final forming. In order to achieve special toughness values, the heavy plate between the partial and the final forming is cooled down to below Ac3 temperature and then inductively heated to above Ac3 temperature.
  • a rolled steel tube which is produced from a plurality of welded strips, the tube comprising metallic base areas, welding shocks and heat-affected zones, and having a tensile strength of more than 80 ksi, in addition to iron 0.17 up to 0.35% by weight carbon, 0.3 to 2% by weight manganese, 0.1 to 0.3% by weight silicon, 0.01 to 0.04% by weight aluminum, up to 9, 01% sulfur and up to 0.015% by weight phosphorus can be present, the microstructure containing more than 90% by volume annealed martensite, the microstructure being supposed to be homogeneous over all areas, namely the metallic base areas, the welding surges and the heat affected zones, the microstructure should have a uniform distribution of carbides.
  • chromium 0.5% by weight molybdenum, 0.003% by weight boron, up to 0.03% by weight titanium, up to 0.5% copper, up to 0.5% nickel, up to 0 , 1 wt .-% niobium, 0.15 wt .-% vanadium and 0.05 wt .-% calcium with a maximum oxygen content of 0.005 wt .-%.
  • hot-rolled ultra-high-strength or wear-resistant steels for all possible forms of use are known from the prior art, which have a high strength with high toughness and good processability.
  • such products are made available as broadband sheets or sheet goods, these being produced in particular on broadband roads.
  • the rolling processes used are conventional or normalizing hot rolling (WW) and thermo-mechanical rolling (TM).
  • WW hot rolling
  • TM thermo-mechanical rolling
  • Such hot strips produced in conventional hot rolling processes or in the thermomechanical rolling process are produced after rolling either by slow cooling or quenching or direct hardening (DQ).
  • Pipes or profiles can also be produced using the rolling process, either using seamless tube rolling mills or so-called roll profiling lines.
  • the shaping processes used here are conventional hot rolling, thermo-mechanical rolling and roll profiling.
  • this heat treatment being either conventional hardening, i.e. pipe hardening, conventional hardening, i.e. pipe hardening and local weld post-treatment after welding processes, inductive heat treatments for normalizing hardening and hardening not being unknown are.
  • Subsequent heat treatment is also carried out for strips, sheet metal and tableware, this likewise either using conventional hardening, e.g. B. table hardening, or conventional tempering, e.g. B. table remuneration is, the tempering can also be carried out as a table glow or bonnet glow.
  • conventional hardening e.g. B. table hardening
  • tempering e.g. B. table remuneration is
  • the tempering can also be carried out as a table glow or bonnet glow.
  • the most varied of welding processes are also carried out here, with local weld post-treatments being common.
  • the object of the invention is to provide a process for the production of conventionally rolled hot-rolled products which have outstanding strength-toughness combinations and a fine isotropic structure compared to conventionally produced hot-rolled products.
  • the hot strip product according to the invention has a predominantly martensitic structure, which is formed from globular, fine austenite grains and thus has homogeneous isotropic properties. This also applies to existing welds.
  • the heat treatment is carried out differently than previously as a short-term heat treatment.
  • the short-term heat treatment according to the invention can be inductive hardening or induction hardening (hardening and tempering).
  • inductive hardening or induction hardening (hardening and tempering).
  • all forms of heating are suitable which allow a brief, preferably rapid, heating, with hardening at least once and tempering being optional.
  • a globular, fine austenite grain is obtained which, after conversion into a predominantly martensitic structure, has maximum strength and toughness values.
  • a short-term heat treatment is according to the invention, for example, a hardening ver, which is carried out one or more times, the heating rates depending on the cross section of the material to be heated up to 1000 K / s, this heating rate can decrease with increasing cross section.
  • the maximum temperature here is above Ac3, which means 800 ° C to 1000 ° C, in particular 820 ° C to 970 ° C.
  • the holding time at which the maximum temperature is maintained is 0.5 to 60 seconds, after which cooling is carried out, the cooling rates being between 10 Kelvin / sec and over 60 K / s.
  • An optional tempering is carried out at temperatures below A ci , the temperatures being in particular between 300 ° C and 700 ° C.
  • a tempering temperature of between 500 ° C and 700 ° C can be advantageous to improve the weld seam properties, but a lower tempering temperature of 300 ° C to 450 ° C can be particularly advantageous to increase the yield strength.
  • a steel which has the following composition (all values in% by weight) is particularly suitable for the process according to the invention:
  • the following alloy composition is particularly suitable (all values in% by weight): 0.055 to 0.195 carbon,
  • the invention has the advantage that ultra high-strength hot-rolled products with significantly improved properties with regard to toughness and isotropy can be produced, with good processability and in particular good weldability being present and conventionally tempered sheet metal can be replaced here.
  • Inline in the invention is understood to mean that the entire heat treatment process can be carried out continuously in the form of a strip and that separate manipulation of lumpy sheets can advantageously be dispensed with.
  • the steel products are heated to greater than AC 3, for example 920 ° C., and are kept there in the minute range (for example 10 minutes), and then cooled and accelerated.
  • a tempering treatment is carried out after the hardening step, where the temperature is below A ci, for example at 570 ° C, and the tempering time is in the minute range (eg 15 minutes).
  • the hardening takes place e.g. 950 ° C, but only e.g. a second holding time is available, while the first heat treatment at z. B. 950 ° C for z. B. one second and the compensation step in e.g. 650 ° C also for z. B. takes a second.
  • the heating rate also affects the duration of the heat treatment, especially above the Ac3 point, and can also be interchangeable in a predictable way (more time, lower temperature and vice versa), the Hollomon-Jaffee parameter ( HJP), which maps both influencing factors.
  • HJP Hollomon-Jaffee parameter
  • the applicant then further developed it to provide meaningful results for continuous heat treatment processes, i.e. for heating up, maintaining at a maximum temperature and cooling down (Hubmer G., Ernst W., Klein M., Sonnleitner M., Spindler H.: A TRI- BUTE TO HOLLOMON & JAFFE -THE 70TH BIRTHDAY OF A BRILLIANT EQUATION,
  • strips can be produced which have a particularly good combination of high tensile strength Rm and also high notched bar impact work KV, especially at low temperatures.
  • the product of Rm * KV can be> 50,000 MPaJ, preferably> 60,000 MPaJ, particularly preferably> 75,000 MPaJ, in particular> 90,000 MPaJ.
  • the invention thus relates to a method for producing conventionally hot-rolled, manufactured hot-rolled products, a steel alloy being melted, the melted steel alloy being poured into slabs and the slabs being hot-rolled after heating above AC 3 to a desired degree of deformation of a desired strip thickness, where rolling is carried out above the recrystallization temperature of the alloy, the strip being cooled to room temperature after rolling and briefly heated to> Ac3 and cooled again for the purpose of hardening, characterized in that the heating up with a temperature increase of more than 5 K / s preferably with more than 10 K / s, particularly preferably with more than 50 K / s, in particular with more than 100 K / s and is held at a desired target temperature of 0.5 to 60 s and then cooling takes place.
  • An embodiment according to the invention is characterized in that a steel alloy is melted, which contains the following elements and iron as well as unavoidable impurities, all data being in% by weight
  • a further embodiment according to the invention is characterized in that a steel alloy is melted, which in particular contains the following elements and iron as well as inevitable impurities, all details being in% by weight
  • the brief heating with all suitable forms of heating e.g. done inductively.
  • target temperature for brief heating for hardening > AC3, which means 800 ° C to 1000 ° C, in particular 820 ° C to 970 ° C.
  • target temperature during brief heating for tempering is ⁇ Aci, the temperatures in particular between 300 ° C. and 700 ° C.
  • the holding times at the target temperature during hardening and / or tempering and / or tempering are 0.5 to 10 s, in particular less than 5 seconds.
  • the cooling rate is advantageously> 30K / s and in particular> 60K / s.
  • the hardening and / or tempering can advantageously take place inline on the moving hot strip or on moving boards and blanks.
  • the sheet thickness is 1.5 mm to 20 mm, in particular 3 mm to 15 mm.
  • the Hollomon-Jaffee parameter of the short-term curing process is between 18000 and 23000, preferably between 18500 and 22000.
  • the invention further relates to a hot strip produced by a method which has been described above, wherein at least one of the following mechanical properties
  • Figure 1 shows the influence of conventional hot rolling on the structure
  • Figure 2 shows the influence of thermomechanical rolling on the structure
  • FIG. 3 shows the difference in the microstructure between recrystallized austenite and non-recrystallized austenite
  • Figure 4 shows the steel phases, based on the temperature curves driven
  • FIG. 5 shows the comparison of the heat treatment routes in the case of conventionally hot-rolled and conventionally tempered products and a heat-treated product according to the invention
  • FIG. 7b product of tensile strength Rm and impact energy KV as a function of the Hol-Imon-Jaffee parameter of the hardening process for short-term hardening according to the invention and conventional hardening of the steel (material C);
  • FIGS. 8a / 8b the possible temperature-time profiles in the method according to the invention with the structure resulting in the individual manufacturing steps;
  • steel is conventionally hot-rolled and briefly heat-treated to increase the properties of toughness and isotropy as well as further properties.
  • thermomechanically rolled steels contain higher levels of carbide formers, which form precipitates even during hot rolling.
  • the excretions or the dissolved microalloy elements delay or suppress the recrystallization after the rolling passes. Accordingly, there is no recrystallization and corresponding grain growth, so that, according to FIG. 2, a globular structure according to FIG. 1 is not formed, but the austenite is present in an elongated form.
  • thermomechanically rolled steels with the non-globular, stretched and deformed austenite grain results in a different structure after the transformation.
  • the forming has a significant impact on the structure and the properties, the properties cannot be achieved by the heat treatment alone.
  • FIG. 4 shows schematically how different structures or microstructures can be achieved from the austenite area using different cooling curves. This shows that martensitic steels, complex phase steels, dual phase steels and ferritic-bainitic steels can be reached via different cooling paths. Conventional previous heat treatment routes are shown in Figure 5, lines 1 and 2.
  • hot rolling and a conventional tempering step (a sheet tempering) used for sheet metal and conventional hot rolling which can be combined with a direct hardening step (DQ) and a tempering step (A).
  • the method according to the invention (FIG. 5, last line) provides for conventional hot rolling and optional direct hardening (with an optional tempering step) and then at least one very brief, for example inductive hardening or tempering step.
  • FIGS. 6a and 6b The temperature-time profiles according to the prior art are shown in FIGS. 6a and 6b. Before this brief inductive hardening or tempering step, the hot strip is allowed to cool or cool down to room temperature (eg after direct hardening). Further processing from the rolling heat does not take place.
  • conventionally rolled, directly hardened and tempered process (FIG. 5, middle line)
  • conventionally rolled, directly hardened and at least one very short, for example inductive, tempering step is carried out.
  • the remuneration step is to be explained again, the conventional remuneration step being shown in FIG. 6a.
  • the mixture is then heated again to approx. 900 ° C and then subjected to rapid cooling in water and then a tempering step is carried out at approx. 600 ° C with subsequent cooling in air.
  • the conventional heat treatments not according to the invention are thus conventional heating (H) or table hardening, conventional tempering (H-i-A) or table hardening, conventional tempering (A) as table annealing or bonnet annealing.
  • thermomechanical rolling the anisotropy of the properties is generated by the stretching of the structure, whereby an annealing can create very good strength / toughness ratios, but only sheets and no strip heat can be treated.
  • the following heat treatments are carried out according to the invention as short-term heat treatment.
  • heating according to the invention as shown in FIG. 8a, heating is carried out quickly for a short time, the heat source being, for example, inductive heating, but not being necessary.
  • the invention can be hardened at least once and optionally tempered once. This results in a globular fine austenite grain with maximized strength and maximized toughness.
  • the hardening can be carried out once or twice according to the invention, the heating rates being very high at 100 K / s to 1000 K / s, the maximum temperature being set to> AC3. According to the invention, these are 800 ° C to 1000 ° C, in particular between 820 ° C and 970 ° C.
  • the holding time is extremely short compared to the prior art and can be from 0.5 to 60 seconds and in particular from 0.5 to 5 seconds. According to the invention, however, the heating rate can also be lower and be about 5 K / s or 10 K / s or 15 K / s.
  • Essential to the invention are the short holding times of 0.5 to 60 seconds, preferably 0.5 to 20 seconds, in particular 0.5 to 5 seconds.
  • the subsequent cooling rates are set at> 10 ° K / s to over 60 ° K / s.
  • the optional tempering is carried out at a maximum temperature below Aci, which is usually 300 ° C to 700 ° C.
  • a tempering temperature of between 500 ° C and 700 ° C can be advantageous, but a lower tempering temperature of 300 ° C to 450 ° C can be particularly advantageous to increase the yield point.
  • the short-term heat treatments according to the invention are thus on the one hand hardening or tempering treatments.
  • Figures 7a and 7b show an example of an alloy composition, the achievable properties depending on the heat treatment routes and parameters.
  • the material (material e) specified in the table is heat-treated, on the one hand, using two different routes according to the prior art, this being held for 10 minutes once after hot rolling (WW) for a hardening process at 920 ° C.
  • the HJ value here is 23380.
  • the mechanical properties Rp02 of 1076 MPa, Rm of 1539 MPa as well as the relatively low notched bar impact bending work of 26 J result from this.
  • the product of Rm with KV is about 40,000 MPaJ.
  • DQ direct hardening step
  • the material C is treated with a short-term heat treatment (HKZ) by the method according to the invention, the example being held at a temperature of 850 ° C. for 3 seconds, the tensile strength can be achieved by means of the short-term heat treatment over that of a conventionally produced, hot-rolled Product raised who the, but especially the toughness is significantly improved.
  • a starting step can take place before the HKZ, which, however, was not done in this embodiment.
  • the HJ parameter is 19458.
  • mechanical properties Rp02 of 1035 MPa, Rm of 1457 MPa, but above all an excellent notch impact bending work of 68 J are achieved.
  • the product from Rm with KV is almost 100,000 MPaJ.
  • FIG 7b the product of tensile strength and impact energy at -40 ° C is plotted as a function of the HJ parameter for different hardening processes.
  • the light point corresponds to the previously described example A according to the invention with a HJ of 19,458 and the dark point corresponds to the prior art.
  • the HJ value should be between 18000 and 22000 and the maximum temperatures in the range of 800 - 1000 ° C. If the HJP is too small and the maximum temperatures are too low, there is no complete austenitization and the material cannot be fully hardened.
  • the HJP and the maximum temperature of the hardening process should not be too high either, HJP should be below 23000 in particular, as otherwise the mechanical properties (especially the product of Rm and KV) can drop drastically.
  • FIG. 8a shows the temperature-time profile according to a possible embodiment of the invention together with the structures that arise.
  • the welding process step or production step results in a local change in the structure and the mechanical properties due to the energy (heat and / or pressure) introduced. Products therefore have inhomogeneous properties in the area of the weld seam.
  • the microstructure in the welded area becomes homogeneous.
  • the microstructure of the welded area and also its mechanical properties become aligned with that of the rest of the product. This applies to fusion welded connections such as laser welding as well as pressure welded connections such as high frequency welding.
  • the product according to the invention is produced by first melting a steel melt with the composition according to the invention, in particular the chemical composition shown in FIG. 7, in the steelworks and casting it into a slab in a continuous casting plant after the secondary metallurgical treatment.
  • the slab is then heated to a temperature in the range from 1100 ° C to 1300 ° C, especially 1200 ° C to 1260 ° C, descaled and then conventionally hot-rolled into a steel strip, with the rolling starting temperature in the range of 1000 when the slab is hot-rolled ° C to 1250 ° C and the final roll temperature is greater than 800 ° C, in particular between 830 ° C and 930 ° C. Most of the deformation takes place above the recrystallization stop temperature, as a result of which the austenite, as shown in Figure 1, forms a globular grain shape.
  • the steel strip is cooled to the reel temperature by means of water application and reeled up.
  • the reel temperature in the present example is below the martensite start temperature, which is less than 500 ° C, in particular less than 250 ° C, and is achieved with a cooling rate of greater than 25 ° C / s, in particular between 40 ° C / s and 100 ° C / s.
  • the steel strip is optionally subjected to a heat treatment with or without an upstream cut (e.g. transverse or longitudinal parts), the temperature being below the Al temperature, in particular below 700 ° C. Cuts from steel strip produced according to the invention can optionally be connected by a welding process. These cuts can have different dimensions or chemical composition.
  • the steel strip is then subjected to the blank or the welded blank egg ner short-term heat treatment.
  • the product is first heated at least once to a maximum temperature above AC3, which is typically 800 to 1000 ° C, but especially 820 ° C to 970 ° C, briefly heated to temperature and then rapidly cooled.
  • the heating rates are more than 5 K / s, preferably more than 10 K / s, particularly preferably more than 50 K / s especially more than 100 K / s.
  • the holding time at the maximum temperature is 0.5 to 60 seconds, for example 1 to 10 seconds, after which cooling with cooling rates of between 10 K / s and over 60 K / s is carried out.
  • the material can be subjected to a tempering treatment after hardening.
  • the material is heated at a heating rate of up to 1000 K / s, in particular 400 ° C to 800 ° C / s, to a maximum temperature below Aci, which usually means 300 ° C to 700 ° C, for example 550 ° C .
  • the holding time at maxi ma item temperature is 0.5 to 60 seconds, for example 1-10s, after which cooling is carried out with cooling rates between 10 K / s and up to over 60 K / s.
  • the product according to the invention is produced by first melting a steel melt with the composition according to the invention, in particular the chemical composition shown in FIG. 7, in the steelworks and casting it into a slab in a continuous casting plant after the secondary metallurgical treatment.
  • the slab is then heated to a temperature of 1250 ° C, descaled and then conventionally hot-rolled to a steel strip, with the rolling starting temperature being 1150 ° C and the rolling end temperature 860 ° C when the slab is hot-rolled. Most of the deformation takes place above the recrystallization stop temperature, as a result of which the austenite, as shown in Figure 1, forms a globular grain shape.
  • the steel strip is cooled down to the temperature by means of water and has been coiled.
  • the reel temperature in the present example is 130 ° C and is achieved with a cooling rate of 60 ° C / s.
  • a blank of the steel strip with a thickness of 6 mm is then subjected to a short-term heat treatment.
  • the product is first kept at a maximum temperature above AC 3 , in the present example heated to 850 ° C. for a short time and then cooled rapidly.
  • the heating-up rate is 25 K / s.
  • the holding time at the maximum temperature is 3 seconds, after which cooling down is carried out at a cooling rate of 140 K / s.
  • the Hollomon-Jaffee parameter of the short-term curing carried out is 19458.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von konventionell warmgewalzten, hergestellten Warmbanderzeugnissen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, wobei die erschmolzene Stahllegierung in Brammen gegossen wird und die Brammen nach einer Aufheizung oberhalb Ac3 bis zu einem gewünschten Umformgrad einer gewünschten Banddicke warmgewalzt werden, wobei oberhalb der Rekristallisierungstemperatur der Legierung gewalzt wird, wobei das Band nach dem Walzen auf Raumtemperatur abgekühlt wird und zum Zwecke des Härtens kurzzeitig auf > Ac3 aufgeheizt und wieder abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen mit einer Temperatursteigerung von mehr als 5 K/s bevorzugt mit mehr als 10 K/s, besonders bevorzugt mit mehr als 50 K/s insbesondere mit mehr als 100 K/s stattfindet und bei einer gewünschte Zieltemperatur von 0,5 bis 60 s gehalten wird und dann eine Abkühlung erfolgt.

Description

Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von konventionell gewalzten Warm banderzeugnissen nach dem Oberbegriff des Anspruchs 1.
Als Warmband wird ein Stahlband bezeichnet, welches dadurch hergestellt wird, dass zu nächst eine Stahlschmelze einer gewünschten Legierung nebst unvermeidlichen Verunreini gungen, die dem Stahlschmelzprozess immanent sind, in der Regel in einem Konverter er schmolzen wird. Die Schmelze wird üblicherweise anschließend in eine metallurgische Pfanne gegeben, in der eine schmelzmetallurgische Weiterverarbeitung, insbesondere Legierungs einstellung, erfolgt. Zudem werden im Konverter die unterschiedlichsten Frischverfahren durchgeführt, um unerwünschte Begleitelemente zu reduzieren.
Anschließend wird der Stahl aus der Pfanne üblicherweise über eine Verteilerrinne einer Stranggussanlage aufgegeben, in der der flüssige Stahl zu einem theoretisch endlosen Bram menband vergossen wird. Das erstarrte Stahlband wird in der Stranggussanlage zu soge nannten Brammen geschnitten, die tafelförmig ausgebildet sind, bei einer Dicke von mehre ren Dezimetern, einer Breite von beispielsweise 1,5 m und einer Länge von beispielsweise 6 m bis 12 m.
Derartige Brammen sind anschließend in Walzstraßen weiter verarbeitbar.
Zur Erzeugung eines Warmbandes werden derartige Brammen zunächst in einem Wiederer wärmofen auf die Walztemperatur vorgewärmt und gelangen anschließend in die sogenannte Warm-(breit)-bandstraße.
Die Warmbandstraße besteht aus einer Abfolge von Walzgerüsten, wobei zunächst ein soge nanntes reversierendes Vorgerüst vorhanden ist, in dem die Bramme vorgewalzt wird. Das immer noch sehr heiße, hellglühende Stahlband wird anschließend in die eigentlichen Walz- gerüste eingeführt und durchläuft diese Walzgerüste, wobei das Band eine, Zieldicke und Zielbreite bekommt.
Derartige Warmbänder können, nachdem sie aufgehaspelt wurden, entweder als Warmband direkt weiterverarbeitet werden oder über eine Kaltwalzstraße zu Feinblech weiter verarbeitet werden.
Warmband wird jedoch nicht nur für die Weiterverarbeitung zu Feinblech hergestellt, son dern stellt eine eigene Stahlspezialität dar, welche mit Modifikationen direkt weiterverarbeitet werden kann.
Beim konventionell hergestellten Warmband erfolgt der größte Teil der Umformung oberhalb der Rekristallisationstemperatur, wodurch der Austenit am Ende des Walzprozesses, wie in Abbildung 1 gezeigt, eine globulare Kornform ausbildet.
Wie in den Figuren 6a und 6b gezeigt, wird beim konventionellen Warmwalzen mit mehreren Walzstichen oberhalb der Rekristallisationstemperatur gewalzt und anschließend abgekühlt oder im sogenannten Direct Quench-Verfahren abgeschreckt. Die sich ergebenden, mögli chen Gefüge sind oberhalb der Rekristallisationstemperatur globularer Austenit, vergleiche Figur 3, der sich nach dem Abkühlen insbesondere nach Direct Quenching (Abschrecken aus der Walzhitze) in Martensit bzw. angelassenen Martensit umwandelt. Bei einem nachfolgen den Härteschritt wird wiederum aus dem globularen Autenit Martensit gebildet, der dann nach dem Anlassen ein angelassenes Martensitgefüge zeigt. Wird der Härteschritt dadurch erzielt (Figur 6b), dass direkt aus der Walzhitze abgeschreckt wird, muss lediglich noch ange lassen werden um hierdurch ein angelassenes Martensitgefüge zu erzeugen.
Mit diesen Standardbehandlungsrouten lassen sich bestimmte Eigenschaften wie Zähigkeit und Festigkeit eines solchen Materials einstellen.
Aus der WO2017/016582 Al ist ein hochfester Stahl mit hoher Mindeststreckgrenze und ein Verfahren zur Fierstellung eines solchen Stahles bekannt. Dieser Stahl hat eine Zusammen setzung, die wie folgt gefasst ist:
(a) Kohlenstoff: 0,23 bis 0,25 Gew.-%
(b) Silizium: 0,15 bis 0,35 Gew.-%
(c) Mangan: 0,85 bis 1 ,00 Gew.-% (d) Aluminium: 0,07 bis 0,10 Gew.-%
(e) Chrom: 0,65 bis 0,75 Gew.-%
(f) Niob: 0,02 bis 0,03 Gew.-%
(g) Molybdän: 0,55 bis 0,65 Gew.-%
(h) Vanadium: 0,035 bis 0,05 Gew.-%;
(0) Nickel: 1 ,10 bis 1 ,30 Gew.-%;
(j) Bor: 0,0020 bis 0,0035 Gew.-%;
(k) Kalzium: 0,0007 bis 0,0030 Gew.-%; und wobei der Stahl ggf. weitere Elemente umfasst, wobei für den maximalen Gehalt der weiteren Elemente gilt:
(L) Phosphor: < 0,012 Gew.-% und/oder
(m) Schwefel: < 0,003 Gew.-% und/oder
(n) Kupfer: < 0,10 Gew.-% und/oder
(o) Stickstoff: < 0,006 Gew.-% und/oder
(p) Titan: < 0,008 Gew.-% und/oder
(q) Zinn: < 0,03 Gew.-% und/oder
(r) Wasserstoff: < 2,00 ppm und/oder
(s) Arsen: < 0,01 Gew.-% und/oder
(t) Kobalt: < 0,01 Gew.-%; wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen um fasst und wobei
(i) das Kohlenstoffäquivalent Pcm berechnet werden kann mit
Pcm = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + [Cu]/20 + [Ni]/60 + [Cr]/20 + [Mo]/15 + [V]/10 + 5[B]; wobei [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], und [B] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für Pcm gilt:
0,38 Gew.-% < Pcm < 0,44Gew.-%; und/oder
(ii) das Kohlenstoffäquivalent Ceq berechnet werden kann mit
Ceq = [C] + [Si]/24 + [Mn]/6 + [Ni]/40 + [Cr]/5 + [Mo]/4 + [V]/14;
wobei [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für Ceq gilt:
0,675 < Ceq < 0,78 Gew.-%; und/oder
(iii) das Kohlenstoffäquivalent CET berechnet werden kann mit
CET = [C] + ([Mn] + [Mo])/10 + ([Cr] + [Cu])/20 + [Ni]/40
wobei [C], [Mn], [Cr], [Mo], [Cu] und [Ni] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für CET gilt:
0,43 Gew.-% < CET < 0,49 Gew.-%.
Bei der Herstellung wird der Wasserstoffgehalt durch eine Vakuumbehandlung der Stahl schmelze reduziert, wonach die Stahlschmelze zu einer Bramme vergossen wird. Die Bramme wird anschließend auf eine Temperatur im Bereich von 1100°C bis 1250°C erhitzt, entzundert und anschließend warmgewalzt zu einem Stahlflachprodukt. Das Produkt wird an schließend aufgehaspelt, wobei die Haspeltemperatur mindestens 800°C beträgt, wobei beim Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt die Walzanfangstemperatur im Bereich von 1050°C bis 1250°C liegt und die Endwalztemperatur > 880°C beträgt und wobei für das Pcm gilt: 0,38 Gew.-% < Pcm < 0,44 Gew.-%. Bevorzugt wird das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen einer Härtebehandlung unterzogen, wobei die Härtebehandlung mindes tens 40 Kelvin oberhalb der Ac3-Temperatur der Stahllegierung liegt und das Stahlflachpro dukt anschließend schnell abgeschreckt wird, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25 Kelvin/sec beträgt, auf eine Temperatur, die unterhalb von 200°C liegt. Die Mindestauste nitisierungstemperatur des Stahlflach Produktes gemäß der WO2017/016582 Al zur gleich mäßigen Austenitisierung beträgt > oder = 860°C. Geringere Austenitisierungstemperaturen von < 860°C führen in Kombination mit der abgestimmten chemischen Zusammensetzung dieser Stahllegierung zu einer unerwünschten Teilaustenitisierung, die nicht erwünscht ist. Bevorzugt soll die Austenitisierungstemperatur < 920°C betragen, bei höheren Temperatu ren das Austenitkornwachstum fördern, was zu einer Verminderung der mechanisch-techno logischen Eigenschaften führt. Die optimale Austenitisierungstemperatur soll bei 880°C lie gen.
Die EP 2 267 177 Al offenbart ein hochfestes Stahlblech, welches als Strukturelement in In dustriemaschinen verwendet wird und welches einerseits eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen einen verzögerten Bruch und andererseits ein gutes Schweißverhalten aufweisen soll. Dieses Stahlblech besitzt eine Mindeststreckgrenze von 1300 MPa oder höher und eine Zug festigkeit von 1400 MPa oder höher. Die Dicke dieses Stahlblechs soll gleich oder größer 4,5 mm sein oder gleich oder kleiner 25 mm.
Aus der EP 2 789 699 Al ist ein hochfestes, warmgewalztes Stahlprodukt und ein Verfahren zur Herstellung desselben bekannt. Das Verfahren umfasst die Schritte des Erschmelzens ei nes Stahls mit der folgenden Zusammensetzung: C 0,25 bis 0,45 %, Si 0,01 bis 1,5 %, Mn 0,4 bis 3,0 %, Ni 0,5 bis 4 %, AI 0,01 bis 1,2 %, Cr < 2 %, Mo < 1 %, Cu < 1,5 %, V < 0,5 %, Nb < 0,2 %, Ti < 0,2 %, B < 0,01 %, Ca < 0,01 %, Rest Eisen und unvermeidliche Ver unreinigung, wobei die Stahlschmelze zu einer Bramme vergossen wird und die Bramme auf eine Temperatur im Bereich von 950°C bis 1350°C erhitzt wird, gefolgt von einem Wärme ausgleichsschritt, wobei die Bramme anschließend in einem Temperaturbereich von Ac3 bis 1300°C warmgewalzt wird und anschließend direkt abgekühlt wird, wobei die Abkühltempe ratur unter der Ms-Temperatur liegt und die Austenitkornstruktur des Stahlprodukts in der Walzrichtung gestreckt ist, so dass das Längen/Breiten-Verhältnis 1,2 beträgt. Aus der US 2007/0272333 Al ist ein warmgewalztes Produkt bekannt, welches eine hohe Festigkeit besitzen soll, wobei der Stahl eine Zusammensetzung besitzt mit 0,03 bis 0,1 % Kohlenstoff, 0,2 bis 2 % Silizium, 0,5 bis 2,5 % Mangan, 0,02 bis 0,1 % Aluminium, 0,2 bis 1,5 % Chrom und 0,1 bis 0,5 % Molybdän, wobei zumindest in Längsrichtung 80 Flächen-% eine martensitische Struktur besitzen.
Aus der EP 2 340 897 Al ist ein thermomechanisches Behandlungsverfahren für Grobbleche bekannt. Dieses Verfahren dient zur Erhöhung der Zähigkeit, insbesondere der Tieftempera turzähigkeit. Zur Fierstellung wird das Grobblech erwärmt, durch Walzen teil- und endumge- formt und gegenüber einer Abkühlung bei Umgebungstemperatur beschleunigt abgekühlt, wobei das für ein Teilumformen auf über Ac3-Temperatur erwärmte Grobblech nach seinem Endumformen beschleunigt abgekühlt wird. Um besondere Zähigkeitswerte zu erreichen, wird das Grobblech zwischen der Teil- und der Endumformung beschleunigt auf unter Ac3- Temperatur abgekühlt und anschließend induktiv auf über Ac3-Temperatur erwärmt.
Aus der CA 2 845 471 ist ein gerolltes Stahlrohr bekannt, welches aus einer Mehrzahl von geschweißten Bändern hergestellt wird, wobei das Rohr metallische Basisbereiche, Schweiß stöße und Wärmeeinflusszonen umfasst, und eine Zugfestigkeit von mehr als 80 ksi besitzt, wobei neben Eisen 0,17 bis 0,35 Gew.-% Kohlenstoff, 0,3 bis 2 Gew.-% Mangan, 0,1 bis 0,3 Gew.-% Silizium, 0,01 bis 0,04 Gew.-% Aluminium, bis 9,01 % Schwefel und bis 0,015 Gew.-% Phosphor enthalten sein können, wobei die Mikrostruktur mehr als 90 Volumen-% getemperten Martensits enthält, wobei die Mikrostruktur über alle Bereiche, nämlich die me tallischen Basisbereiche, die Schweißstöße und die Wärmeeinflusszonen homogen sein soll, wobei die Mikrostruktur eine einheitliche Verteilung von Karbiden besitzen soll. Ferner kön nen bis 1 % Chrom, 0,5 Gew.-% Molybdän, 0,003 Gew.-% Bor, bis 0,03 Gew.-% Titan, bis 0,5 % Kupfer, bis 0,5 % Nickel, bis 0,1 Gew.-% Niob, 0,15 Gew.-% Vanadium und 0,05 Gew.-% Kalzium bei einem maximalen Sauerstoffgehalt von 0,005 Gew.-% enthalten sein.
Insgesamt sind aus dem Stand der Technik warmgewalzte ultrahochfeste bzw. verschleißbe ständige Stähle für alle möglichen Anwendungsformen bekannt, welche über eine hohe Fes tigkeit bei einer hohen Zähigkeit und einer guten Verarbeitbarkeit verfügen. FHierbei werden derartige Erzeugnisse als Breitbandbleche bzw. Tafelware zur Verfügung gestellt, wobei diese insbesondere auf Breitbandstraßen erzeugt werden. Die verwendeten Walzverfahren sind das konventionelle oder normalisierende Warmwalzen (WW) und das thermo-mechani- sche Walzen (TM). Derartige, in konventionellen Warmwalzverfahren oder im thermomecha nischen Walzverfahren hergestellte Warmbänder werden nach dem Walzen entweder durch langsames Abkühlen oder Abschrecken bzw. Direkthärten (DQ) hergestellt. Rohre oder Profile können ebenfalls im Walzverfahren hergestellt werden, wobei entweder Nahtlos-Rohrwalzwerke zum Einsatz kommen oder sogenannte Rollprofilierstraßen. Die ange wendeten Formgebungsverfahren hierbei sind das konventionelle Warmwalzen, das thermo mechanische Walzen und das Rollprofilieren. Auch bei derartigen Rohren kommt es zu einer nachträglichen Wärmebehandlung, wobei diese Wärmebehandlung entweder ein konventio nelles Härten, also eine Rohrhärtung, ein konventionelles Vergüten, also eine Rohrvergütung und lokale Schweißnahtnachbehandlungen nach Schweißprozessen sind, wobei induktive Wärmebehandlungen für das Normalisieren das Härten und Vergüten nicht unbekannt sind.
Bei Bändern, Blechen und Tafelware wird ebenfalls eine nachträgliche Wärmebehandlung durchgeführt, wobei dies ebenfalls entweder ein konventionelles Härten, z. B. Tafelhärtung, oder ein konventionelles Vergüten, z. B. Tafelvergütung, ist, wobei das Anlassen auch als Ta felglühung oder Haubenglühen durchgeführt werden kann. Ebenfalls werden hier die unter schiedlichsten Schweißprozesse durchgeführt, wobei lokale Schweißnahtnachbehandlungen üblich sind.
Aus den bisherigen Verfahren zur Wärmebehandlung derartiger Stahlgüten bzw. Stahlpro dukte ergeben sich Probleme. Das konventionelle Härten bzw. Vergüten kann grundsätzlich nur bei Stückgut durchgeführt werden. Hierbei handelt es sich um zugeschnittene Bleche, o- der abgelängte Rohre oder Profile. Grundsätzlich ist dies recht aufwändig und damit auch kostenintensiv. Derart konventionell gehärtete Produkte haben häufig höhere Legierungsge halte, insbesondere C-Gehalte, die sich negativ auf die Schweißeignung auswirken.
Darüber hinaus ist ein bekanntes Problem, dass geschweißte Produkte über die Wärmeein flusszonen inhomogene Eigenschaften im Bereich der Schweißnaht besitzen.
Unter Warmbanderzeugnisse im Sinne der Anmeldung wird üblicherweise eine Blechdicke von 1,5 bis 20 mm insbesondere von 3 bis 15 mm angenommen.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung von konventionell gewalzten Warmbanderzeugnissen zu schaffen, welche gegenüber konventionell hergestellten Warm banderzeugnissen über herausragende Festigkeits- Zähigkeits-Kombinationen und ein feines isotropes Gefüge verfügen.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren zur Herstellung von konventionell gewalzten Warm banderzeugnissen mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich net.
Alle %-Angaben und im Verlauf der folgenden Beschreibung sind, sofern nicht ausdrücklich anders angegeben, in Gewichts-%.
Beim konventionellem Warmwalzen erfolgt der größte Teil der Umformung oberhalb der Re kristallisationsstopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in Abbildung 1 gezeigt, eine glo bulare Kornform ausbildet.
Das erfindungsgemäße Warm band produkt besitzt ein überwiegend martensitisches Gefüge, welches aus globularen, feinen Austenitkörnern entstanden ist und dadurch homogene iso trope Eigenschaften aufweist. Dies gilt auch für vorhandene Schweißnähte.
Erfindungsgemäß wird jedoch die Wärmebehandlung anders als bisher als Kurzzeitwärmebe handlung durchgeführt. Die erfindungsgemäße Kurzzeitwärmebehandlung kann hierbei ein induktives Härten oder ein induktives Vergüten (Härten und Anlassen) sein. Für die Kurzzeit wärmebehandlung sind jedoch alle Erwärmungsformen geeignet, die ein kurzzeitiges, bevor zugt schnelles Erwärmen ermöglichen, wobei zumindest einmal gehärtet wird und das Anlas sen optional ist. Hierfür wird ein globulares, feines Austenitkorn erzielt, dass nach Umwand lung in überwiegend martensitisches Gefüge maximale Festigkeit- und Zähigkeitswerte be sitzt.
Unter einer Kurzzeitwärmebehandlung wird nach der Erfindung zum Beispiel ein Härten ver standen, welches ein- oder mehrfach durchgeführt wird, wobei die Aufheizraten je nach Querschnitt des aufzuheizenden Gutes bis zu 1000 K/s liegen, wobei diese Aufheizrate mit zunehmenden Querschnitt abnehmen kann. Die maximale Temperatur liegt hierbei oberhalb Ac3, was bedeutet, 800°C bis 1000°C, insbesondere 820°C bis 970°C. Die Haltezeit, bei der die Maximaltemperatur gehalten wird, beträgt 0,5 bis 60 Sekunden, wobei abschließend eine Abkühlung durchgeführt wird, wobei die Abkühlraten zwischen 10 Kelvin/sec und bis über 60 K/s liegen.
Ein optionales Anlassen wird bei Temperaturen unter Aci durchgeführt, wobei die Tempera turen insbesondere zwischen 300°C und 700°C liegen.
Zur Verbesserung der Schweißnahteigenschaften kann eine Anlasstemperatur von zwischen 500°C und 700°C vorteilhaft sein, jedoch zur Streckgrenzenerhöhung eine niedrigere Anlass temperatur von 300°C bis 450°C besonders vorteilhaft sein. Für das erfindungsgemäße Verfahren ist insbesondere ein Stahl geeignet, der die folgende Zusammensetzung besitzt (alle Werte in Gew.-%):
0,03 bis 0,22 % Kohlenstoff,
0,0 bis 2,0 % Silizium,
0,5 bis 3,0 % Mangan,
0,02 bis 1,2 % Aluminium,
0 bis 2,0 % Chrom,
0 bis 2,0 % Nickel,
0,0 bis 1,0 % Molybdän,
0,0 bis 1,5 % Kupfer,
0 bis 0,02 % Phosphor,
0 bis 0,01 % Schwefel,
0 bis 0,008 % Stickstoff,
0 bis 0,005 % Bor,
0,0 bis 0,2 % Niob,
0,0 bis 0,3 % Titan,
0,0 bis 0,5 % Vanadium
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen,
Insbesondere geeignet ist folgende Legierungszusammensetzung (alle Werte in Gew.-%): 0,055 bis 0,195 Kohlenstoff,
0,0 bis 0,3 % Silizium,
1,4 bis 2,3 % Mangan,
0,02 bis 0,6 % Aluminium,
0 bis 2 % Chrom, 0 bis 2 % Nickel,
0,0 bis 0,42 % Molybdän,
0,0 bis 0,5 % Kupfer,
0 bis 0,008 % Phosphor,
0 bis 0,0015 % Schwefel,
0 bis 0,007 % Stickstoff
0 bis 0.005 % Bor,
0.0 bis 0.2 % Niob,
0.0 bis 0.3 % Titan,
0.0 bis 0.5 % Vanadium
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen, Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass ultra hochfeste Warmbanderzeugnisse mit deutlich ver besserten Eigenschaften bezüglich der Zähigkeit und der Isotropie erzeugt werden können, wobei eine gute Weiterverarbeitbarkeit und insbesondere eine gute Schweißeignung vorhan den ist und konventionell vergütete Bleche hier ersetzt werden können. Dies betrifft insbe sondere Bänder, wobei als zusätzlicher Vorteil vorhanden ist, dass auf eine Stückhärtung o- der Stückvergütung verzichtet werden kann und derartige Bänder durch die ultraschnelle Er wärmung auch inline wärmebehandelt werden können.
Unter inline wird in der Erfindung verstanden, dass der gesamte Wärmebehandlungsvorgang kontinuierlich in Bandform durchlaufen werden kann und vorteilhafterweise auf eine separate Manipulation von stückigen Tafeln verzichtet werden kann.
Besonders deutlich werden die Vorteile, wenn man der konventionellen Wärmebehandlung die neue Kurzzeitwärmebehandlung gegenüberstellt.
Bei der konventionellen Härtung werden die Stahlprodukte auf größer AC3 z.B. 920°C erhitzt und dort im Minutenbereich gehalten (z.B. 10 Minuten) sodann beschleunigt gekühlte. Bei der konventionellen Vergütung erfolgt nach dem Härtungsschritt eine Anlassbehandlung, wo bei die Temperatur unter Aci z.B. bei 570°C und die Anlassdauer im Minutenbereich (z.B. 15 Minuten) liegen.
Bei der erfindungsgemäßen Kurzzeitwärmebehandlung erfolgt die Härtung bei z.B. 950°C, wobei jedoch nur z.B. eine Sekunde Haltezeit vorhanden ist, während bei der Vergütung die erste Wärmebehandlung bei z. B. 950°C für z. B. eine Sekunde und der Vergütungsschritt bei z.B. 650°C ebenfalls für z. B. eine Sekunde stattfindet.
Da für dich mechanischen Eigenschaften des Produktes einerseits die Aufheizrate allerdings auch die Dauer der Wärmebehandlung insbesondere über dem Ac3 Punkt Einfluss haben als auch untereinander in einer vorhersehbaren Weise austauschbar sein können (mehr Zeit, weniger Temperatur und umgekehrt) hierfür wurde der Hollomon-Jaffee Parameter (HJP), welcher beide Einflussgrößen abbildet entwickelt. Von der Anmelderin wurde dieser dann weiterentwickelt um auch aussagekräftige Ergebnisse für kontinuierliche Wärmebehand lungsprozesse d.h. für das Aufheizen, das Halten auf einer Maximaltemperatur und das Ab kühlen liefern zu können (Hubmer G., Ernst W., Klein M., Sonnleitner M., Spindler H. : A TRI- BUTE TO HOLLOMON & JAFFE -THE 70TH BIRTHDAY OF A BRILLIANT EQUATION,
Proc. 6th Int.Conf. on Modelling and Simulation of Metallurgical Processes in Steelmaking (STEELSIM 2015), Bardolino (2015)). Besonders vorteilhafte mechanische Eigenschaften insbesondere für das Produkt aus Kerb schlagarbeit KV und Zugfestigkeit Rm können sich ergeben, wenn der HJ Parameter des Här tungsprozesses mit einer Aufheizung auf eine maximale Temperatur von 800°C bis 1000°C insbesondere 820°C bis 970°C zwischen 18000 und 23000 bevorzugt zwischen 18500 und 22000 eingestellt wird.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren können Bänder hergestellt werden welche eine beson ders gute Kombination aus hoher Zugfestigkeit Rm als auch hoher Kerbschlagbiegearbeit KV insbesondere bei tiefen Temperaturen aufweisen. Das Produkt aus Rm*KV kann bei > 50.000 MPaJ bevorzugt > 60.000 MPaJ besonders bevorzugt > 75.000 MPaJ insbesondere > 90.000 MPaJ liegen.
Im Allgemeinen wird erwähnt, dass die Kerbschlagarbeit KV bei -40°C gemessen wurde, wobei zu erwarten ist, dass der Wert bei einer höheren Temperatur noch höher ausgefallen wäre.
Die Erfindung betrifft somit ein Verfahren zum Herstellen von konventionell warmgewalzten, hergestellten Warmbanderzeugnissen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, wobei die erschmolzene Stahllegierung in Brammen gegossen wird und die Brammen nach einer Aufheizung oberhalb AC3 bis zu einem gewünschten Umformgrad einer gewünschten Banddi cke warmgewalzt werden, wobei oberhalb der Rekristallisierungstemperatur der Legierung gewalzt wird, wobei das Band nach dem Walzen auf Raumtemperatur abgekühlt wird und zum Zwecke des Härtens kurzzeitig auf > Ac3 aufgeheizt und wieder abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen mit einer Temperatursteigerung von mehr als 5 K/s bevorzugt mit mehr als 10 K/s, besonders bevorzugt mit mehr als 50 K/s insbesondere mit mehr als 100 K/s stattfindet und bei einer gewünschte Zieltemperatur von 0,5 bis 60 s gehalten wird und dann eine Abkühlung erfolgt.
Eine erfindungsgemäße Ausführungsform ist dadurch gekennzeichnet, dass eine Stahllegie rung erschmolzen wird, die die nachfolgenden Elemente und Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen erhält, wobei alle Angaben in Gew.-% sind
0,03 bis 0,22 % Kohlenstoff,
0,0 bis 2,0 % Silizium,
0,5 bis 3,0 % Mangan,
0,02 bis 1,2 % Aluminium,
0 bis 2,0 % Chrom,
0 bis 2,0 % Nickel,
0,0 bis 1,0 % Molybdän, 0,0 bis 1,5 % Kupfer,
0 bis 0,02 % Phosphor,
0 bis 0,01 % Schwefel,
0 bis 0,008 % Stickstoff,
0 bis 0,005 % Bor,
0,0 bis 0,2 % Niob,
0,0 bis 0,3 % Titan,
0,0 bis 0,5 % Vanadium
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen
Eine weitere erfindungsgemäße Ausführungsform ist dadurch gekennzeichnet, dass eine Stahllegierung erschmolzen wird, die insbesondere die nachfolgenden Elemente und Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen erhält, wobei alle Angaben in Gew.-% sind
0,055 bis 0,195 Kohlenstoff,
0,0 bis 0,3 % Silizium,
1,4 bis 2,3 % Mangan,
0,02 bis 0,6 % Aluminium,
0 bis 2 % Chrom, 0 bis 2 % Nickel,
0,0 bis 0,42 % Molybdän,
0,0 bis 0,5 % Kupfer,
0 bis 0,008 % Phosphor,
0 bis 0,0015 % Schwefel,
0 bis 0,007 % Stickstoff
0 bis 0.005 % Bor,
0.0 bis 0.2 % Niob,
0.0 bis 0.3 % Titan,
0.0 bis 0.5 % Vanadium
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen
Vorteilhafter Weise kann das kurzzeitige Aufheizen mit alle geeigneten Erwärmungsformen z.B. induktiv erfolgen.
Weiter mit Vorteil befindet sich die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Härten > AC3, was bedeutet, 800°C bis 1000°C, insbesondere 820°C bis 970°C. Bei einer weiter vorteilhaften Au sfüh rungsform liegt die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Anlassen < Aci ist, wobei die Temperaturen insbesondere zwischen 300°C und 700°C.
Weiter vorteilhaft ist es, wenn die Haltezeiten auf der Zieltemperatur beim Härten und/oder Anlassen und/oder Vergüten 0,5 bis 10s, insbesondere unter 5 Sekunden betragen.
Von Vorteil ist es zudem, wenn die Abkühlung nach dem oder den Aufheizschritten mit Ab kühlraten von > 10° K/s stattfindet.
In einer weiteren Ausführungsform ist mit Vorteil die Abkühlrate >30K/s und insbesondere >60K/s.
Von Vorteil kann es in einer Ausführungsform sein, wenn aus der Walzhitze direkt gehärtet (DQ) wird.
Vorteilhafter Weise kann das Härten und/oder Anlassen inline am sich bewegenden Warm band oder an bewegenden Tafeln und Platinen stattfinden.
Zudem kann es von Vorteil sein, wenn nach einem Verschweißen der hergestellten Materia lien eine Kurzzeitwärmebehandlung zur Homogenisierung der Schweißnaht durchgeführt wird.
In einer Ausführungsform beträgt die Blechdicke 1,5 mm bis 20 mm insbesondere 3 mm bis 15 mm.
Weiter von Vorteil ist es, wenn der Hollomon-Jaffee-Parameter des Kurzzeithärtungsprozesses zwischen 18000 und 23000 bevorzugt zwischen 18500 und 22000 liegt.
Die Erfindung betrifft ferner ein Warmband hergestellt mit einem Verfahren welches zuvor beschrieben wurde wobei mindestens eine der folgenden mechanischen Eigenschaften
Zugfestigkeit (Rm) >= 1200 MPa
Kerbschlagbiegearbeit (KV) >= 50 J
und folgende Bedingung erfüllt ist
Rm x KV >= 75000 MPa J
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei: Figur 1 den Einfluss des konventionellen Warmwalzens auf das Gefüge;
Figur 2 den Einfluss des thermomechanischen Walzens auf das Gefüge;
Figur 3 der Unterschied in der Mikrostruktur zwischen rekristallisiertem Austenit und nicht- rekristallisiertem Austenit;
Figur 4 die Stahlphasen, ausgehend von den gefahrenen Temperaturkurven;
Figur 5 der Vergleich der Wärmebehandlungsrouten bei konventionell warmgewalzten und konventionell vergüteten Produkten und einem wärmebehandeltem Produkt nach der Erfindung;
Figur 6a/6b die zu den nicht erfindungsgemäßen Behandlungsrouten nach Figur 5 dazugehö rigen Temperaturzeitverläufen und die sich schließlich einstellenden Gefügen;
Figur 7a ausgewählte Eigenschaften eines erfindungsgemäß wärmebehandelten Stahls
(Werkstoff e) im Gegensatz zu konventionell wärmebehandelten Stählen;
Figur 7b Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Kerbschlagarbeit KV in Abhängigkeit des Hol- Imon-Jaffee-Parameters des Flärtungsprozesses für erfindungsgemäße Kurzzeit härtungen und konventionelle Härtung des Stahls (Werkstoff C);
Figuren 8a/8b die möglichen Temperaturzeitverläufe bei dem erfindungsgemäßen Verfahren mit dem sich bei den einzelnen Herstellungsschritten ergebenden Gefüge;
Erfindungsgemäß wird zur Steigerung der Eigenschaften Zähigkeit und Isotropie sowie weite rer Eigenschaften Stahl konventionell warmgewalzt und kurzzeit-wärmebehandelt.
Gemäß Figur 1 sind konventionell warmgewalzte Stähle, Stähle bei denen das Walzgut zu nächst auf die Warmverformungstemperatur erhitzt und anschließend gewalzt wird, wodurch das unverformte Korn in Walzrichtung gelenkt wird, wobei bereits beim Walzen nach jedem Walzstich eine Rekristallisation stattfindet, an deren Ende das jeweilige Austenitkorn globular ausgebildet ist. Im Gegensatz dazu sind beim thermomechanisch gewalzten Stählen höhere Gehalte von Kar bidbildnern enthalten, die bereits beim Warmwalzen Ausscheidungen bilden. Die Ausscheidun gen bzw. die gelösten Mikrolegierungselemente verzögern bzw. unterdrücken die Rekristalli sation nach den Walzstichen. Dem entsprechend kommt es nicht zu einer Rekristallisation und einem entsprechenden Kornwachstum, so dass gemäß Figur 2 ein globulares Gefüge gemäß Figur 1 nicht ausgebildet wird, sondern der Austenit in gestreckter Form vorliegt.
In Figur 3 erkennt man die unterschiedlichen Austenitausbildungen dargestellt, einerseits der globulare rekristallisierte Austenit (oben) und andererseits der gestreckte, nicht rekristallisierte Austenit (unten).
Der Unterschied zwischen den konventionell warmewalzten Stählen mit dem globularen rekris- tallisierten Austenitkorn einerseits und den thermomechanisch gewalzten Stählen mit dem nicht-globularen, gestreckten und verformten Austenitkorn ist, dass das Austenitkorn des ther momechanisch gewalzten Stahls nach der Umwandlung ein anderes Gefüge ergibt.
Dem entsprechend hat die Umformung wesentliche Auswirkungen auf das Gefüge und die Eigenschaften, wobei die Eigenschaften durch die Wärmebehandlung alleine nicht erreichbar sind.
Aus Figur 4 erkennt man schematisch, wie aus dem Austen itbereich über unterschiedliche Kühlkurven auch unterschiedliche Gefüge bzw. Mikrostrukturen erreicht werden können. So zeigt sich dort, dass über unterschiedliche Kühlwege martensitische Stähle, Komplexpha senstähle, Dualphasenstähle und ferritisch-bainitische Stähle erreichbar sind. herkömmliche bisherige Wärmebehandlungsrouten sind in Figur 5, Zeile 1 und 2 dargestellt. Beispielsweise das Warmwalzen und ein konventioneller Vergütungsschritt (eine Tafelvergü tung), der für Bleche verwendet wird und das konventionelle Warmwalzen, das mit einem Direkthärtungsschritt (DQ) und einem Anlassschritt (A) kombiniert werden kann.
Das erfindungsgemäße Verfahren (Figur 5, letzte Zeile) sieht vor, ein konventionelles Warm walzen und eine optionale Direkthärtung (mit einem optionalen Anlassschritt) und anschlie ßend zumindest einen sehr kurzzeitigen, beispielsweise induktiven Härtungs- oder Vergütungs schritt vor.
Die Temperaturzeitverläufe nach dem Stand der Technik sind in den Figuren 6a und 6b ge zeigt. Vor diesem kurzzeitigen induktiven Härtungs- oder Vergütungsschritt wird das Warmband auf Raumtemperatur abkühlen gelassen bzw. abgekühlt (z.B. nach dem Direkthärten). Eine Wei terverarbeitung aus der Walzhitze findet nicht statt.
Im Vergleich zum konventionell gewalzten, direkt gehärteten und angelassenen Verfahrens weg (Figur 5, mittlere Zeile) wird erfindungsgemäß konventionell gewalzt, direkt gehärtet und zumindest ein sehr kurzzeitiger, beispielsweise induktiver Vergütungsschritt durchgeführt.
Die Unterschiede in den Gefügen erkennt man im Vergleich zu bekannten Gefügen nach Figur 6a und Figur 6b und dem erfindungsgemäß erzeugten Gefüge nach Figur 9a -. Das Gefüge des erfindungsgemäß behandelten, warmgewalzten und kurzzeit-wärmebehandelten Stahls unterscheidet sich deutlich von dem des konventionell behandelten Stahle
, wobei insbesondere die geringere Größe und isotropere Form der Kornstruktur auffällt.
Grundsätzlich soll der Vergütungsschritt noch einmal erläutert werden, wobei der konventio nelle Vergütungsschritt in der Figuren 6adargestellt ist.
Beim konventionellen Vergüten wird ein Produkt in einem Wiedererwärmofen zunächst aufge heizt und dann normalisierend bzw. konventionell warmgewalzt und vollständig abgekühlt.
Zum Vergüten wird anschließend erneut auf ca. 900°C aufgeheizt und anschließend eine ra sche Abkühlung in Wasser durchgeführt und anschließend ein Anlassschritt bei ca. 600°C durchgeführt mit einer nachfolgenden Abkühlung an Luft.
Die konventionellen, nicht erfindungsgemäßen Wärmebehandlungen sind somit das konventi onelle Flärten (H) bzw. die Tafelhärtung, das konventionelle Vergüten (H-i-A) bzw. die Tafel vergütung, das konventionelle Anlassen (A) als Tafelglühung bzw. Haubenglühung.
Beim konventionellen Härten oder Vergüten kann nur Stückgut behandelt werden, was relativ aufwändig ist. Beim konventionellen thermomechanischen Walzen wird durch die Streckung des Gefüges eine Anisotropie der Eigenschaften erzeugt, wobei eine Tafelglühung sehr gute Festigkeits/Zähigkeitsverhältnisse schaffen kann, jedoch nur Tafeln und kein Band wärmebe handelt werden können.
Im Gegensatz zu konventionellen Verfahren werden erfindungsgemäß die nachfolgenden Wär mebehandlungen (HKZ, AKZ) als Kurzzeitwärmebehandlung durchgeführt. Im Gegensatz zum Stand der Technik wird bei der erfindungsgemäßen Aufheizung, wie in Figur 8a gezeigt, kurzzeitig schnell erwärmt, wobei die Wärmequelle zum Beispiel eine induk tive Aufheizung sein kann, aber nicht muss.
Erfindungsgemäß kann zumindest einmal gehärtet und einmal optional angelassen werden. Hieraus resultiert ein globulares feines Austenitkorn mit einer maximierten Festigkeit und einer maximierten Zähigkeit.
Das Härten kann erfindungsgemäß ein- oder zweimal durchgeführt werden, wobei die Auf heizraten mit 100 K/s bis 1000 K/s sehr hoch sein können, wobei die maximale Temperatur auf > AC3 eingestellt wird. Erfindungsgemäß sind dies 800°C bis 1000°C, insbesondere zwi schen 820°C und 970°C. Die Haltezeit ist gegenüber dem Stand der Technik ausgesprochen kurz und kann von 0,5 bis 60 Sekunden betragen und insbesondere von 0,5 bis 5 Sekunden. Erfindungsgemäß kann die Aufheizrate aber auch geringer liegen und etwa 5 K/s oder 10 K/s oder 15 K/s betragen.
Erfindungswesentlich sind jedoch die geringen Haltezeiten von 0,5 bis 60 Sekunden, bevorzugt 0,5 bis 20 Sekunden, insbesondere 0,5 bis 5 Sekunden.
Die anschließenden Abkühlraten werden mit > 10° K/s bis über 60° K/s eingestellt.
Das optionale Anlassen wird bei einer maximalen Temperatur unterhalb Aci durchgeführt, was üblicherweise 300°C bis 700°C sind. Zur Vermeidung einer Erweichungszone bei nach folgenden Schweißprozessen kann eine Anlasstemperatur von zwischen 500°C und 700°C vorteilhaft sein, jedoch zur Streckgrenzenerhöhung eine niedrigere Anlasstemperatur von 300°C bis 450°C besonders vorteilhaft sein.
Die erfindungsgemäßen Kurzzeitwärmebehandlungen sind somit einerseits Härte- oder Vergü tungsbehandlungen.
Figuren 7a und 7b zeigen beispielhaft für eine Legierungszusammensetzung die erzielbare Eigenschaften in Abhängigkeit der Wärmebehandlungsrouten und -parameter.
In Figur 7a wird der in der Tabelle angegebene Werkstoff (Werkstoff e), einerseits mit zwei verschiedenen Routen nach dem Stand der Technik wärmebehandelt wobei dieser einmal nach dem Warmwalzen (WW) für einen Härtungsprozess bei 920°C für 10 Minuten gehalten wird. Der HJ Wert beträgt hierbei 23380. Die mechanischen Eigenschaften Rp02 von 1076 MPa, Rm von 1539 MPa als auch die relativ niedrige Kerbschlagbiegearbeit von 26 J ergeben sich daraus. Das Produkt von Rm mit KV beträgt etwa 40000 MPaJ. Alternativ kann auch ein Direkthär tungsschritt erfolgen (DQ) welcher die mechanischen Eigenschaften aber nicht signifikant ver bessert.
Wird der Werkstoff C jedoch wie bereits beschrieben, nach dem erfindungsgemäßen Verfahren mit einer Kurzzeitwärmebehandlung (HKZ) behandelt, wobei im Beispiel bei einer Temperatur von 850°C für 3 Sekunden gehalten wird kann durch die Kurzzeitwärmebehandlung die Zug festigkeit über die eines herkömmlich hergestellten, warmgewalzten Produkts angehoben wer den, jedoch insbesondere die Zähigkeit ganz erheblich verbessert wird. Optional kann vor der HKZ noch ein Anlassschritt erfolgen, welcher allerdings bei diesem Ausführungsbeispiel nicht erfolgte. Der HJ Parameter beträgt 19458. In diesem Beispiel werden mechanischen Eigen schaften Rp02 von 1035 MPa, Rm von 1457 MPa aber vor allem eine herausragende Kerb- schlagbiegearbeit von 68 J erreicht. Das Produkt aus Rm mit KV beträgt hierbei nahezu 100.000 MPaJ.
In Figur 7b wird der das Produkt aus Zugfestigkeit und Kerbschlagarbeit bei -40°C als Funktion des HJ-Parameter für unterschiedliche Härtungsprozesse aufgetragen. Der helle Punkt ent spricht dem zuvor beschriebenen erfindungsgemäßen Beispiel A mit einem HJ von 19.458 und der dunkle Punkt dem Stand der Technik. Der HJ Wert sollte zwischen 18000 und 22000 und die maximalen Temperaturen im Bereich von 800 - 1000°C liegen. Bei zu kleinem HJP und zu geringen maximalen Temperaturen liegt keine vollständige Austenitisierung vor und der Werk stoff kann nicht vollständig gehärtet werden. Der HJP und die maximale Temperatur des Här tungsprozesses darf aber auch nicht zu hoch gewählt werden, HJP sollte insbesondere unter 23000 liegen, da ansonsten die mechanischen Eigenschaften (vor allem das Produkt aus Rm und KV) drastisch abfallen können.
In Figur 8a erkennt man den Temperaturzeitverlauf nach einer möglichen Ausführungsform der Erfindung zusammen mit den sich einstellenden Gefügen.
Durch den Prozessschritt bzw. Fertigungsschritt Schweißen kommt es aufgrund der einge- brachten Energie (Wärme und / oder Druck) zu einer lokalen Veränderung des Gefüges und der mechanischen Eigenschaften. Produkte weisen somit im Bereich der Schweißnaht inhomo gene Eigenschaften auf.
Wird im Zuge der Fertigung die erfindungsgemäße Kurzzeitwärmebehandlung nach einem Pro zessschritt„ Schweißen" angewandt kommt es, wie in Abb. 8 b für einen Schmelzschweißpro zess dargestellt, zu einer Homogenisierung der Mikrostruktur im Schweißnahtbereich. Die Mik rostruktur des Schweißnahtbereiches und auch seine mechanischen Eigenschaften werden so mit an die des restlichen Produktes angeglichen. Dies gilt sowohl für Schmelzschweißverbindungen wie z.B. Laserschweißen als auch Press schweißverbindungen wie z.B. Hochfrequenz-Schweißen.
Die Erfindung wird anhand eines Beispiels näher erläutert:
Das erfindungsgemäße Produkt wird hergestellt, indem zunächst eine Stahlschmelze mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung insbesondere der in Abbildungen 7 angegebenen che mischen Zusammensetzung im Stahlwerk erschmolzen und nach der sekundärmetallurgischen Behandlung in einer Stranggussanlage zu einer Bramme vergossen wird.
Die Bramme wird anschließend auf eine Temperatur im Bereich von 1100°C bis 1300°C, ins besondere 1200°C bis 1260°C erhitzt, entzundert und anschließend zu einem Stahlband kon ventionell warmgewalzt, wobei beim Warmwalzen der Bramme die Walzanfangstemperatur im Bereich von 1000°C bis 1250°C liegt und die Walzendtemperatur bei größer 800°C insbeson dere zwischen 830°C und 930°C liegt. Dabei erfolgt der größte Teil der Umformung oberhalb der Rekristallisationsstopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in Abbildung 1 gezeigt, eine globulare Kornform ausbildet. Das Stahlband wird nach dem Warmwalzen von Walzendtem peratur mittels Wasserbeaufschlagung auf Haspeltemperatur abgekühlt und aufgehaspelt. Die Haspeltemperatur liegt im vorliegenden Beispiel unterhalb der Martensitstarttemperatur das ist kleiner 500°C insbesondere kleiner 250°C und wird mit einer Abkühlrate von größer 25°C/s, insbesondere zwischen 40°C/s und 100°C/s, erreicht.
Das Stahlband wird optional mit oder ohne vorgelagertem Zuschnitt (z.B. Quer- oder Längs teilen) einer Wärmebehandlung unterworfen, wobei die Temperatur Werte unter der Al Temperatur insbesondere unter 700°C aufweist. Zuschnitte aus erfindungsgemäß hergestell tem Stahlband können optional durch einen Schweißprozess verbunden werden. Diese Zu schnitte können dabei unterschiedliche Dimensionen oder chemische Zusammensetzung auf weisen.
Erfindungsgemäß wird dann das Stahlband der Zuschnitt bzw. der geschweißte Zuschnitt ei ner Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen. Dabei wird das Produkt zunächst mindestens einmal auf eine maximale Temperatur oberhalb AC3 das sind typischerweise 800 bis 1000°C, insbesondere aber 820°C bis 970°C, erwärmt kurzzeitig auf Temperatur gehalten und an schließend rasch abgekühlt. Die Aufheizraten liegen je nach Querschnitt des aufzuheizenden Gutes bei mehr als 5 K/s bevorzugt mehr als 10 K/s, besonders bevorzugt mehr als 50 K/s insbesondere mehr als 100 K/s. Die Haltezeit auf Maximaltemperatur beträgt 0,5 bis 60 Se kunden beispielsweise 1 bislO Sekunden, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlra ten zwischen 10 K/s und bis über 60 K/s durchgeführt wird.
Das Material kann nach der Härtung noch einer Anlassbehandlung unterzogen wer den. Bei dieser wird das Material mit einer Aufheizrate von bis zu 1000 K/s, insbesondere mit 400°C bis 800°C/s auf eine maximale Temperatur unterhalb Aci, was üblicherweise 300°C bis 700°C beispielhaft 550°C bedeutet, erhitzt. Die Haltezeit auf Maxi ma Item peratur beträgt 0,5 bis 60 Sekunden beispielsweise l-10s, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlraten zwischen 10 K/s und bis über 60 K/s durchgeführt wird.
Die Erfindung wird anhand eines konkreten Beispiels näher erläutert:
Das erfindungsgemäße Produkt wird hergestellt, indem zunächst eine Stahlschmelze mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung insbesondere der in Abbildungen 7 angegebenen che mischen Zusammensetzung im Stahlwerk erschmolzen und nach der sekundärmetallurgischen Behandlung in einer Stranggussanlage zu einer Bramme vergossen wird.
Die Bramme wird anschließend auf eine Temperatur von 1250°C erhitzt, entzundert und an schließend zu einem Stahlband konventionell warmgewalzt, wobei beim Warmwalzen der Bramme die Walzanfangstemperatur bei 1150°C liegt und die Walzendtemperatur 860°C liegt. Dabei erfolgt der größte Teil der Umformung oberhalb der Rekristallisationsstopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in Abbildung 1 gezeigt, eine globulare Kornform ausbildet. Das Stahlband wird nach dem Warmwalzen von Walzendtemperatur mittels Wasserbeaufschlagung auf Haspeitem peratur abgekühlt und aufgehaspelt.
Die Haspeltemperatur liegt im vorliegenden Beispiel bei 130°C und wird mit einer Abkühlrate von 60°C/s erreicht.
Erfindungsgemäß wird dann ein Zuschnitt des Stahlbands mit einer Dicke von 6 mm einer Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen. Dabei wird das Produkt zunächst einmal auf eine maximale Temperatur oberhalb AC3, im vorliegenden Beispiel auf 850°C erwärmt kurzzeitig auf Temperatur gehalten und anschließend rasch abgekühlt. Die Aufheizraten liegt bei 25 K/s Die Haltezeit auf Maximaltemperatur beträgt 3 Sekunde wobei abschließend eine Abkühlung mit einer Abkühlraten von 140 K/s durchgeführt wird. Der Hollomon-Jaffee-Parameter der durchgeführten Kurzzeithärtung liegt bei 19458.
SEITE ABSICHTLICH LEERGELASSEN

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zum Herstellen von konventionell warmgewalzten, hergestellten Warmbander zeugnissen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, wobei die erschmolzene Stahllegierung in Brammen gegossen wird und die Brammen nach einer Aufheizung oberhalb AC3 bis zu einem gewünschten Umformgrad einer gewünschten Banddicke warmgewalzt werden, wobei oberhalb der Rekristallisierungstemperatur der Legierung gewalzt wird, wobei das Band nach dem Walzen auf Raumtemperatur abgekühlt wird und zum Zwecke des Härtens kurzzeitig auf > Ac3 aufgeheizt und wieder abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen mit einer Temperatursteigerung von mehr als 5 K/s bevorzugt mit mehr als 10 K/s, besonders bevorzugt mit mehr als 50 K/s insbesondere mit mehr als 100 K/s stattfindet und bei einer gewünschte Zieltemperatur von 0,5 bis 60 s gehalten wird und dann eine Abkühlung erfolgt.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass eine Stahllegierung er
schmolzen wird, die die nachfolgenden Elemente und Eisen sowie unvermeidliche Verun reinigungen erhält, wobei alle Angaben in Gew.-% sind
0,03 bis 0,22 % Kohlenstoff,
0,0 bis 2,0 % Silizium,
0,5 bis 3,0 % Mangan,
0,02 bis 1,2 % Aluminium,
0 bis 2,0 % Chrom,
0 bis 2,0 % Nickel,
0,0 bis 1,0 % Molybdän,
0,0 bis 1,5 % Kupfer,
0 bis 0,02 % Phosphor,
0 bis 0,01 % Schwefel,
0 bis 0,008 % Stickstoff,
0 bis 0,005 % Bor,
0,0 bis 0,2 % Niob, 0,0 bis 0,3 % Titan,
0,0 bis 0,5 % Vanadium
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen
3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass eine Stahllegierung er schmolzen wird, die insbesondere die nachfolgenden Elemente und Eisen sowie unver meidliche Verunreinigungen erhält, wobei alle Angaben in Gew.-% sind
0,055 bis 0,195 Kohlenstoff,
0,0 bis 0,3 % Silizium,
1,4 bis 2,3 % Mangan,
0,02 bis 0,6 % Aluminium,
0 bis 2 % Chrom, 0 bis 2 % Nickel,
0,0 bis 0,42 % Molybdän,
0,0 bis 0,5 % Kupfer,
0 bis 0,008 % Phosphor,
0 bis 0,0015 % Schwefel,
0 bis 0,007 % Stickstoff
0 bis 0.005 % Bor,
0.0 bis 0.2 % Niob,
0.0 bis 0.3 % Titan,
0.0 bis 0.5 % Vanadium
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das kurzzeitige Aufheizen mit alle geeigneten Erwärmungsformen z.B. induktiv erfolgen kann.
5. Verfahren nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Härten > AC3 ist, was bedeutet, 800°C bis 1000°C, insbesondere 820°C bis 970°C.
6. Verfahren nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Anlassen < Aci ist, wobei die Tempera turen insbesondere zwischen 300°C und 700°C liegen.
7. Verfahren nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Haltezeiten auf der Zieltemperatur beim Härten und/oder Anlassen und/oder Vergüten 0,5 bis 10s, insbesondere unter 5 Sekunden betragen.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung nach dem oder den Aufheizschritten mit Abkühlraten von > 10° K/s statt findet.
9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlrate >30K/s und insbesondere >60K/s ist.
10. Verfahren nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass aus der Walzhitze direkt gehärtet (DQ) wird.
11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Härten und/oder Anlassen inline am sich bewegenden Warmband oder an bewegen den Tafeln und Platinen stattfindet.
12. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass nach einem Verschweißen der hergestellten Materialien eine Kurzzeitwärmebehandlung zur Homogenisierung der Schweißnaht durchgeführt wird.
13. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Blechdicke 1,5 mm bis 20 mm insbesondere 3 mm bis 15 mm beträgt.
14. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Hollomon-Jaffee-Parameter des Kurzzeithärtungsprozesses zwischen 18000 und 23000 bevorzugt zwischen 18500 und 22000 liegt.
15. Warmband hergestellt mit einem Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass mindestens eine der folgenden mechanischen Eigenschaf ten
Zugfestigkeit (Rm) >= 1200 MPa
Kerbschlagbiegearbeit (KV) >= 50 J
und folgende Bedingung erfüllt ist
Rm x KV >= 75000 MPa J
16. Verwendung des Warmbands nach Anspruch 15 für die Herstellung von Tragstrukturen im Stahlbau, Maschinenbau, Automobilbau und Kranbau, sowie für Sicherheitsbleche und Verschleißschutzanwendungen.
EP19832077.2A 2018-12-19 2019-12-18 Verfahren zur herstellung von konventionell warmgewalzten warmbanderzeugnissen Pending EP3899060A1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102018132901.6A DE102018132901A1 (de) 2018-12-19 2018-12-19 Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen
PCT/EP2019/086059 WO2020127558A1 (de) 2018-12-19 2019-12-18 Verfahren zur herstellung von konventionell warmgewalzten warmbanderzeugnissen

Publications (1)

Publication Number Publication Date
EP3899060A1 true EP3899060A1 (de) 2021-10-27

Family

ID=69105828

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP19832077.2A Pending EP3899060A1 (de) 2018-12-19 2019-12-18 Verfahren zur herstellung von konventionell warmgewalzten warmbanderzeugnissen

Country Status (4)

Country Link
US (1) US20230357877A1 (de)
EP (1) EP3899060A1 (de)
DE (1) DE102018132901A1 (de)
WO (1) WO2020127558A1 (de)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102018132816A1 (de) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten profilierten Warmbanderzeugnissen
CN117165756A (zh) 2022-05-27 2023-12-05 通用汽车环球科技运作有限责任公司 形成具有提高的平整度的钢板的方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4735211B2 (ja) * 2004-11-30 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車用部材およびその製造方法
US7846275B2 (en) 2006-05-24 2010-12-07 Kobe Steel, Ltd. High strength hot rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and its production method
JP5353256B2 (ja) * 2008-01-21 2013-11-27 Ｊｆｅスチール株式会社 中空部材およびその製造方法
EP2267177B1 (de) 2008-09-17 2013-01-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hochfeste Stahlplatte und Verfahren zu ihrer Herstellung
EP2340897A1 (de) 2009-12-23 2011-07-06 Voestalpine Grobblech GmbH Thermomechanisches Behandlungsverfahren für Grobbleche
FI20115702L (fi) * 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
JP5910168B2 (ja) * 2011-09-15 2016-04-27 臼井国際産業株式会社 Ｔｒｉｐ型２相マルテンサイト鋼及びその製造方法とそのｔｒｉｐ型２相マルテンサイト鋼を用いた超高強度鋼製加工品
JP5632904B2 (ja) * 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
US9803256B2 (en) 2013-03-14 2017-10-31 Tenaris Coiled Tubes, Llc High performance material for coiled tubing applications and the method of producing the same
EP2789699B1 (de) 2013-08-30 2016-12-28 Rautaruukki Oy Hochfestes, warmgewalztes Stahlprodukt und Verfahren zur Herstellung davon
WO2016001700A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
JP6630812B2 (ja) 2015-07-24 2020-01-15 ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフトＴｈｙｓｓｅｎＫｒｕｐｐ Ｓｔｅｅｌ Ｅｕｒｏｐｅ ＡＧ 高い最小降伏限界を有する高強度鋼およびその種の鋼を製造する方法
DE102015112886A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester aluminiumhaltiger Manganstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl und hiernach hergestelltes Stahlflachprodukt
JP6762798B2 (ja) * 2016-08-03 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof

Also Published As

Publication number Publication date
US20230357877A1 (en) 2023-11-09
DE102018132901A1 (de) 2020-06-25
WO2020127558A1 (de) 2020-06-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3902931A1 (de) Verfahren zur herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten warmbanderzeugnissen
EP2855718B1 (de) Stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts
DE102008051992B4 (de) Verfahren zur Herstellung eines Werkstücks, Werkstück und Verwendung eines Werkstückes
DE3825634C2 (de) Verfahren zur Erzeugung von Warmbad oder Grobblechen
EP3535431B1 (de) Mittelmanganstahlprodukt zum tieftemperatureinsatz und verfahren zu seiner herstellung
EP2905348B1 (de) Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
EP2516075B1 (de) Thermomechanisches behandlungsverfahren
WO2015144529A1 (de) Verfahren zur erzeugung eines hochfesten stahlflachprodukts
EP1918403B1 (de) Verfahren zum Herstellen von Stahl-Flachprodukten aus einem ein martensitisches Gefüge bildenden Stahl
DE60300561T3 (de) Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes
EP3512968B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts aus einem manganhaltigen stahl und ein derartiges stahlflachprodukt
EP3724359B1 (de) Hochfestes, warmgewalztes stahlflachprodukt mit hohem kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem bake-hardening potential und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
EP3924526A1 (de) Verfahren zur herstellung von thermo-mechanisch hergestellten warmbanderzeugnissen
EP3899060A1 (de) Verfahren zur herstellung von konventionell warmgewalzten warmbanderzeugnissen
WO2020064127A1 (de) Formgedächtnislegierung, daraus hergestelltes stahlflachprodukt mit pseudoelastischen eigenschaften und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
EP3853385A1 (de) Verfahren zur herstellung ultrahochfester stahlbleche und stahlblech hierfür
WO2020038883A1 (de) Warmgewalztes unvergütetes und warmgewalztes vergütetes stahlflachprodukt sowie verfahren zu deren herstellung
WO2020127555A1 (de) Verfahren zur herstellung von thermo-mechanisch hergestellten profilierten warmbanderzeugnissen
EP1396550A1 (de) Verfahren zum Herstellen eines Warmbandes
DE102019219235B3 (de) Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten und pressgehärteten Stahlblechbauteils
DE102019208040A1 (de) Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten und pressgehärteten Stahlblechbauteils
WO2020187419A1 (de) Verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachproduktes mit unterschiedlichen eigenschaften, ein entsprechend warmgewalztes stahlflachprodukt sowie eine entsprechende verwendung
WO2020064126A1 (de) Formgedächtnislegierung, daraus hergestelltes stahlflachprodukt mit pseudoelastischen eigenschaften und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
DE1225872B (de) Verwendung eines verformbaren, schweissbaren, bearbeitbaren und korrosionsbestaendigen, niedriglegierten Stahles als Werkstoff fuer Konstruktionselemente

Legal Events

Date Code Title Description
STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: UNKNOWN

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE INTERNATIONAL PUBLICATION HAS BEEN MADE

PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: REQUEST FOR EXAMINATION WAS MADE

17P Request for examination filed

Effective date: 20210610

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

DAV Request for validation of the european patent (deleted)
DAX Request for extension of the european patent (deleted)
P01 Opt-out of the competence of the unified patent court (upc) registered

Effective date: 20230515