EP3902931A1 - Verfahren zur herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten warmbanderzeugnissen - Google Patents

Verfahren zur herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten warmbanderzeugnissen

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EP3902931A1
EP3902931A1 EP19832078.0A EP19832078A EP3902931A1 EP 3902931 A1 EP3902931 A1 EP 3902931A1 EP 19832078 A EP19832078 A EP 19832078A EP 3902931 A1 EP3902931 A1 EP 3902931A1
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EP
European Patent Office
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temperature
rolled
steel
hot
hardening
Prior art date
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Pending
Application number
EP19832078.0A
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
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    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
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    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/25—Process efficiency

Definitions

  • the invention relates to a method for producing conventionally hot-rolled and profiled or formed hot-rolled products according to the preamble of claim 1.
  • a hot-rolled strip is a steel strip that is manufactured by melting next to a steel melt of a desired alloy, along 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.
  • further processing in particular alloy setting, takes place.
  • 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 in shape, with a thickness of several decimeters, a width of, for example, 1.5 m and a length of, for example, 6 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 introduced 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, all that is left to do is 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, where 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 quickly quenched, so that the cooling rate is at least 25 K / s to one temperature which is below 200 ° C.
  • Lower austenitizing temperatures of ⁇ 860 ° in combination with the coordinated chemical composition of this steel alloy lead to undesired partial austenitizing, 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 unavoidable 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 from a heat compensation step, the slab is then hot rolled in a temperature range from A C 3 to 1300 ° C and then directly cooled, the cooling temperature being below the Ms temperature and the austenite grain structure of the steel product being stretched in the rolling direction, so that the length / width ratio is
  • 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 formed and finally formed by rolling and cooled faster than cooling at ambient temperature, the plate being heated for partial forming to A C 3 temperature being cooled more quickly after its final forming. In order to achieve special toughness values, the heavy plate between the partial and final forming is cooled to below ar3 temperature and then inductively heated to above A C 3 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 and profiled hot-rolled products which have outstanding strength-toughness combinations and a fine isotropic structure compared to conventionally produced hot-rolled products.
  • the object is achieved with a method for the production of conventionally rolled and per fileted hot-rolled products with the features of claim 1.
  • the object is achieved with a method for producing normalized rolled, profi lated hot-rolled products with the features of claim 1.
  • 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 A C 3, 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 K / s 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,
  • ultra-high-strength, profiled hot-rolled products with significantly improved properties with regard to toughness and isotropy can be produced, with good further processability and, in particular, good weldability, and conventionally tempered profiles can be replaced here.
  • Inline in the invention is understood to mean that the entire heat treatment process can be carried out continuously even before the finished profiles are cut to length and that there is advantageously no need for separate manipulation of lumpy profiles.
  • welded pipes For pipes, the relatively inexpensive to manufacture welded pipes can be used as a replacement for seamless construction pipes, whereby there is little manufacturing effort and narrower thickness tolerances can be guaranteed.
  • the steel products are heated to greater than A C 3, for example 920 ° C., and are kept there in the minute range (for example 10 minutes), and then accelerated and cooled.
  • a C 3 for example 920 ° C.
  • the minute range for example 10 minutes
  • 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 curing takes place at, for example, 950 ° C., where, however, only z. B. there is a hold time of one second, while the first heat treatment in e.g. 950 ° C for e.g. one second and the compensation step in e.g. 650 ° C also for z. B. takes a second.
  • HJP Hollomon-Jaffee parameter
  • Particularly advantageous mechanical properties in particular for the product of impact energy KV and tensile strength Rm, can result if the HJ parameters of the hardening process with heating to a maximum temperature of 800 ° C. to 1000 ° C., in particular 820 ° C. to 970 ° C. between 18000 and 23000 is preferably set between 18500 and 22000.
  • profiles or tubes can be produced which have a particularly good combination of high tensile strength Rm and high notched bar impact bending KV, especially at low temperatures.
  • the product of Rm * KV can be> 45,000 MPaJ, preferably> 50,000 MPaJ, particularly preferably> 60,000 MPaJ, in particular> 65,000 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 being briefly heated to> Ac3 and cooled again for the purpose of hardening, characterized in that the heating takes place 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, the steel strip or the blank which is produced by normalizing rolling was profiled into a component in a forming process.
  • a steel alloy is melted, which contains the following elements and iron as well as unavoidable impurities
  • a steel alloy is melted, which in particular contains the following elements and iron as well as unavoidable impurities, all details being in% by weight
  • the short-term heating can advantageously take place with all suitable forms of heating, for example inductively.
  • the target temperature during brief heating for hardening can be> Ac 3 , which means 800 ° C. to 1000 ° C., in particular 820 ° C. to 970 ° C.
  • the target temperature for short-term heating for tempering is ⁇ Aci, the temperatures being 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.
  • Another advantage is the cooling after the heating step or steps with cooling rates of> 10 ° K / s.
  • the cooling rate may be even more preferably> 30K / s and in particular> 60K / s.
  • hardening can be carried out directly from the rolling heat (DQ).
  • the steel strip can be subjected to the short-term heat treatment before the profiling or the profiled component.
  • a short-term heat treatment can advantageously be carried out to homogenize the weld seam.
  • the sheet thickness can be 1.5 mm to 20 mm, in particular 3 mm to 15 mm.
  • the Hollomon-Jaffee parameter of the short-term hardening process is between 18000 and 23000, preferably between 18500 and 22000.
  • the invention also relates to a profiled component produced using one of the aforementioned methods, at least one of the following mechanical properties being maintained:
  • 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
  • Figure 7b product of tensile strength Rm and impact energy KV depending on 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.
  • conventionally hot-rolled steels are steels in which the rolling stock is first heated to the hot-forming temperature and then rolled, as a result of which the undeformed grain is steered in the rolling direction Rolling recrystallization takes place, at the end of which the respective austenite grain is globular.
  • 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 also 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.
  • the method according to the invention provides for a normalizing conventional hot rolling and an optional direct hardening (with an optional tempering step) and then at least one very short, for example inductive hardening or tempering step.
  • the temperature-time profiles according to the prior art are shown in FIGS. 6a and 6b.
  • the hot strip is allowed to cool or cool to room temperature (e.g. 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 differences in the structures can be seen in comparison to known structures according to FIGS. 6a and 6b and the structure according to the invention produced according to FIG. 9a.
  • the structure of the hot-rolled and briefly heat-treated steel treated according to the invention differs significantly from that of the conventionally treated steel, the smaller size and more isotropic shape of the grain structure being particularly noticeable.
  • 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 hardening (H) or plate hardening, conventional tempering (H + A) or plate hardening, conventional tempering (A) as plate 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 as short-term heat treatment.
  • the heating according to the invention as shown in FIG. 8a, the heating is rapid 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, the heating rates being very high at 100 to 1000 ° K / s, the maximum temperature being set to> AC3.
  • 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.
  • the heating rate can also be chosen to be lower and be approximately 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 hardness or tempering treatments.
  • FIGS. 7a and 7b show, by way of example for an alloy composition, the properties that can be achieved as a function of the heat treatment routes and parameters.
  • the material (material C) given in the table is heat-treated on the one hand with two different routes according to the prior art, this being held once for 10 minutes after hot rolling (WW) for a hardening process at 920 ° C.
  • the HJ value here is 23380.
  • the mechanical properties Rpo2 of 1076 MPa, R m of 1539 MPa and the relatively low notched bar impact bending work of 26 J result from this.
  • the product of R m with KV is about 40,000 MPaJ.
  • DQ direct hardening step can also be carried out
  • the short-term heat treatment enables the tensile strength to be higher than that of a conventionally produced, hot-rolled product be raised, 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 21882.
  • mechanical properties Rpo2 of 998 MPa, R m of 1410 MPa but above all an excellent notched bar impact bending work of 48 J are achieved.
  • the product of R m with KV is 67,680 MPaJ.
  • the product of tensile strength and impact energy at -40 ° C is plotted as a function of the HJ parameter for different curing processes.
  • the light point corresponds to the previously described example A according to the invention with a HJ of 21,882 and the dark point 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 in particular be less than 23000, 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 is homogenized.
  • the microstructure of the welded area and its mechanical properties are thus matched to 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 indicated in Figures 7 or 8, in the steelworks and casting it into a slab in a continuous casting plant after the secondary metal lurgic 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 heat treatment with or without an upstream cut (e.g. transverse or longitudinal parts), the temperature being below the aluminum temperature, in particular below 700 ° C.
  • an upstream cut e.g. transverse or longitudinal parts
  • Blanks from steel strip produced according to the invention can optionally be connected by a welding process. These blanks can have different dimensions or chemical composition.
  • the steel strip or the blank is formed into a component (profile, tube, edge part) in a forming process with an optionally integrated welding process (e.g. in a roll profiling or bending system).
  • either the steel strip is then subjected to a short-term heat treatment before the forming or the formed component (profile, tube, edge part).
  • the product is first heated at least once to a maximum temperature above A C 3, typically 800 ° C to 1000 ° C, but in particular 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, in particular more than 100 K / s.
  • the holding time at the maximum temperature is 0.5 to 60 seconds, for example 1 to 10s, and finally cooling with cooling rates between 10 K / s and up to over 60 K / s is carried out.
  • the steel strip before the forming or the formed component can be subjected to a tempering treatment after hardening.
  • the sheet is heated at a heating rate of up to 1000 K / s, in particular at 400-800 ° 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 with cooling rates between 10 K / s and over 60 K / s is carried out.
  • 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 1245 ° C, descaled and then conventionally hot-rolled into a steel strip, with the rolling starting temperature being 1140 ° C and the rolling end temperature 865 ° 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 125 ° C and is achieved with a cooling rate of 55 ° C / s.
  • the longitudinally divided steel strip with a thickness of 5 mm is formed in a roll profiling system with an integrated welding process into a closed profile with a square cross-section and the external dimensions of 50 mm by 50 mm. According to the invention, the profile is then subjected to a short-term heat treatment.
  • the profile is first heated to a maximum temperature above Ac3, in the present example to 950 ° C., briefly kept at temperature and then rapidly cooled.
  • the heating rates are 15 K / s.
  • the holding time at the maximum temperature is 1 second, after which cooling is carried out at cooling rates of 20 K / s.
  • the Hollomon-Jaffee parameter of the short-term curing carried out is 21882.

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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, wobei das Stahlband oder der Zuschnitt, welches durch normalisierendes Walzen erzeugt wurde, in einem Umformprozess zu einem Bauteil profiliert wird.

Description

Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten
Warmbanderzeuanissen
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten und profilierten bzw. umgeformten Warmbanderzeugnissen nach dem Oberbegriff des Anspruchs 1.
Als Warmband wird ein Stahlband bezeichnet, welches dadurch hergestellt wird, dass zu nächst einer 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 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 Warm band Straße 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 Walzgerüste 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 weiter verarbei tet werden kann.
Beim konventionell hergestellten Warmband erfolgt der größte Teil der Umformung oberhalb der Rekristallisationsstocktemperatur, 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 umhierdurch 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 er hitzt, entzundert und anschließend warmgewalzt zu einem Stahlflachprodukt. Das Produkt wird anschließend aufgehaspelt, wobei die Haspeltemperatur mindestens 800°C beträgt, wo bei 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 Stahlflach produkt nach dem Warmwalzen einer Härtebehandlung unterzogen, wobei die Härtebehand lung mindestens 40 Kelvin oberhalb der Ac3-Temperatur der Stahllegierung liegt und das Stahlflach produkt anschließend schnell abgeschreckt wird, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25 K/s beträgt, auf eine Temperatur, die unterhalb von 200°C liegt. Die Min destaustenitisierungstemperatur des Stahlflachproduktes gemäß der WO2017/016582 Al zur gleichmäßigen Austenitisierung beträgt > oder = 860°C. Geringere Austenitisierungstempe raturen von < 860° führen in Kombination mit der abgestimmten chemischen Zusammenset zung dieser Stahllegierung zu einer unerwünschten Teilaustenitisierung, die nicht erwünscht ist. Bevorzugt soll die Austenitisierungstemperatur < 920°C betragen, bei höheren Tempera turen das Austenitkornwachstum fördern, was zu einer Verminderung der mechanisch-tech nologischen 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 ar3- 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 und profilierten Warmbanderzeugnissen zu schaffen, welche gegenüber konventionell hergestell ten Warmbanderzeugnissen über herausragende Festigkeits- Zähigkeits-Kombinationen und ein feines isotropes Gefüge verfügen.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren zur Herstellung von konventionell gewalzten und pro filierten Warmbanderzeugnissen mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Die Aufgabe wird mit einem Verfahren zur Herstellung von normalisierend gewalzten, profi lierten Warmbanderzeugnissen 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, das 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 K/s 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 ultrahochfeste, profilierte Warmbanderzeugnisse mit deutlich verbesserten Eigenschaften bezüglich der Zähigkeit und der Isotropie erzeugt wer den können, wobei eine gute Weiterverarbeitbarkeit und insbesondere eine gute Schweißeig nung vorhanden ist und konventionell vergütete Profile hier ersetzt werden können. Dies be trifft insbesondere geschlossene, geschweißte und offene Profile, wobei als zusätzlicher Vor teil vorhanden ist, dass auf eine Stückhärtung oder Stückvergütung verzichtet werden kann und derartige Bauteile durch die ultraschnelle Erwärmung auch inline wärmebehandelt wer den können.
Unter inline wird in der Erfindung verstanden, dass der gesamte Wärmebehandlungsvorgang kontinuierlich noch vor dem Ablängen der fertigen Profile durchlaufen werden kann und vor teilhafterweise auf eine separate Manipulation von stückigen Profilen verzichtet werden kann.
Bei Rohren können die relativ günstig herstellbaren geschweißten Rohre als Ersatz für naht lose Konstruktionsrohre verwendet werden, wobei ein geringer Fertigungsaufwand vorhan den ist und engere Dickentoleranzen garantiert werden können.
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 zB 950°C, wo bei 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 die 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) wurde der Hollomon-Jaffee Parameter (HJP) entwi ckelt, welcher beide Einflussgrößen abbildet. Von der Anmelderin wurde dieser dann weiter entwickelt um auch aussagekräftige Ergebnisse für kontinuierliche Wärmebehandlungspro zesse d.h. für das Aufheizen, das Halten auf einer Maximaltemperatur und das Abkühlen lie fern zu können (Hubmer G., Ernst W., Klein M., Sonnleitner M., Spindler H. : A TRIBUTE 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 Profile bzw. Rohre hergestellt werden welche eine besonders gute Kombination aus hoher Zugfestigkeit Rm als auch hoher Kerbschlagbie- gearbeit KV insbesondere bei tiefen Temperaturen aufweisen. Das Produkt aus Rm*KV kann bei > 45.000 MPaJ bevorzugt > 50.000 MPaJ besonders bevorzugt > 60.000 MPaJ insbeson dere > 65.000 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, wobei das Stahlband oder der Zuschnitt, welches durch normalisierendes Walzen erzeugt wurde, in einem Umformprozess zu einem Bauteil profiliert wird. In einer Weiterbildung wird eine Stahllegierung erschmolzen, die die nachfolgenden Ele mente und Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen erhält, wobei alle Angaben in Gew.-% sind
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
In einer weiter vorteilhaften Ausführungsform wird eine Stahllegierung erschmolzen, die ins besondere die nachfolgenden Elemente und Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen enthält, 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 In vorteilhafter Weise kann das kurzzeitige Aufheizen mit alle geeigneten Erwärmungsformen z.B. induktiv erfolgen.
Zudem kann vorteilhafter Weise die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Härten > Ac3 sein, was bedeutet, 800°C bis 1000°C, insbesondere 820°C bis 970°C.
Bei einer weiter vorteilhaften Weiterbildung liegt die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Auf heizen zum Anlassen < Aci , wobei die Temperaturen insbesondere zwischen 300°C und 700°C liegen.
In einer weiteren vorteilhaften Ausführungsform betragen die Haltezeiten auf der Zieltempe ratur beim Härten und/oder Anlassen und/oder Vergüten 0,5 bis 10s, insbesondere unter 5 Sekunden.
Weiter mir Vorteil kann die Abkühlung nach dem oder den Aufheizschritten mit Abkühlraten von > 10° K/s stattfindet.
Noch weiter bevorzugt kann die Abkühlrate >30K/s und insbesondere >60K/s sein.
In einer alternativen Ausführungsform kann aus der Walzhitze direkt gehärtet werden (DQ).
Bei einer vorteilhaften Ausführungsform kann das Stahlband vor der Profilierung oder das profilierte Bauteil der Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen werden.
Vorteilhaft kann nach dem Umformen und Verschweißen eine Kurzzeitwärmebehandlung zur Homogenisierung der Schweißnaht durchgeführt wird.
Insbesondere vorteilhaft kann die Blechdicke 1,5 mm bis 20 mm insbesondere 3 mm bis 15 mm betragen.
Bei der Erfindung ist von Vorteil, wenn der Hollomon-Jaffee-Parameter des Kurzzeithärtungs prozesses zwischen 18000 und 23000 bevorzugt zwischen 18500 und 22000 liegt.
Die Erfindung betrifft zudem ein Profiliertes Bauteil hergestellt mit einem der vorgenannten Verfahren wobei mindestens eine der folgenden mechanischen Eigenschaften eingehalten wird:
Zugfestigkeit (Rm) >= 1200 MPa
Kerbschlagbiegearbeit (KV) >= 40 J und folgende Bedingung erfüllt ist
Rm x KV >= 50000 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/6bdie 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 Härtungsprozesses 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 Ausschei dungen bzw. die gelösten Mikrolegierungselemente verzögern bzw. unterdrücken die Rekris tallisation 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 re- kristallisierten 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 Austenitbereich 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 Di rekthärtungsschritt (DQ) und einem Anlassschritt (A) kombiniert werden kann.
Das erfindungsgemäße Verfahren (Figur 5, letzte Zeile) sieht vor, ein normalisierendes kon ventionelles Warmwalzen und eine optionale Direkthärtung (mit einem optionalen Anlass schritt) und anschließend zumindest einen sehr kurzzeitigen, beispielsweise induktiven Här- tungs- oder Vergütungsschritt 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 unter scheidet sich deutlich von dem des konventionell behandelten Stahls, 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 6a dargestellt 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 konven tionelle Härten (H) bzw. die Tafelhärtung, das konventionelle Vergüten (H+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 Wärmebehandlungen (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 induktive 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 Aufheizraten mit 100 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 zwischen 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 gewählt werden und etwa 5 K/s oder lOK/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 nachfolgenden Schweißprozessenkann 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 Vergütungsbehandlungen.
Figuren 7a und 7b zeigen beispielhaft für eine Legierungszusammensetzung die erzielbaren Eigenschaften in Abhängigkeit der Wärmebehandlungsrouten und -parameter.
In Figur 7a wird der in der Tabelle angegebene Werkstoff (Werkstoff C), 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 Rpo2 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 Direkthärtungsschritt erfolgen (DQ) welcher die mechanischen Eigenschaften aber nicht signifikant verbessert.
Wird der Werkstoff C jedoch wie bereits beschrieben, nach dem erfindungsgemäßen Verfahren mit einer Kurzzeitwärmebehandlung (HKZ) behandelt, wobei im Beispiel bei einer Temperatur von 950°C für 1 Sekunde gehalten wird kann durch die Kurzzeitwärmebehandlung die Zugfestigkeit über die eines herkömmlich hergestellten, warmgewalzten Produkts angehoben werden, 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 21882. In diesem Beispiel werden mechanischen Eigenschaften Rpo2 von 998 MPa, Rm von 1410 MPa aber vor allem eine herausragende Kerbschlag- biegearbeit von 48 J erreicht. Das Produkt aus Rm mit KV beträgt hierbei 67.680 MPaJ.
In Figur 7b wird das Produkt aus Zugfestigkeit und Kerbschlagarbeit bei -40°C als Funktion des HJ-Parameter für unterschiedliche Härtungsprozesse aufgetragen. Der helle Punkt entspricht dem zuvor beschriebenen erfindungsgemäßen Beispiel A mit einem HJ von 21.882 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 Werkstoff kann nicht vollständig gehärtet werden. Der HJP und die maximale Temperatur des Härtungsprozesses 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 inhomogene Eigenschaften auf.
Wird im Zuge der Fertigung die erfindungsgemäße Kurzzeitwärmebehandlung nach einem Prozessschritt„Schweißen" angewandt kommt es, wie in Abb. 8b für einen Schmelzschweißprozess dargestellt, zu einer Homogenisierung der Mikrostruktur im Schweißnahtbereich. Die Mikrostruktur des Schweißnahtbereiches und auch seine mechanischen Eigenschaften werden somit 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 oder 8 angegebe nen chemischen Zusammensetzung im Stahlwerk erschmolzen und nach der sekundärmetal lurgischen 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 vorgelagerten Zuschnitt (z.B. Quer- oder Längstei len) einer Wärmebehandlung unterworfen, wobei die Temperatur Werte unter der Al Tempe ratur insbesondere unter 700°C aufweist.
Zuschnitte aus erfindungsgemäß hergestelltem Stahlband können optional durch einen Schweißprozess verbunden werden. Diese Zuschnitte können dabei unterschiedliche Dimensi onen oder chemische Zusammensetzung aufweisen.
Das Stahlband bzw. der Zuschnitt wird in einem Umformprozess mit einem optional integrier ten Schweißprozess (z.B. in einer Rollprofilieranlage oder Biegeanlage) zu einem Bauteil (Profil, Rohr, Kantteil) umgeformt.
Erfindungsgemäß wird dann entweder das Stahlband vor der Umformung oder das umge formte Bauteil (Profil, Rohr, Kantteil) einer Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen. Dabei wird das Produkt zunächst mindestens einmal auf eine maximale Temperatur oberhalb AC3 das sind typischerweise 800°C bis 1000°C, insbesondere aber 820°C bis 970°C, erwärmt kurzzeitig auf Temperatur gehalten und anschließend 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 Maxi maltemperatur beträgt 0,5 bis 60 Sekunden beispielsweise 1 bis 10s, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlraten zwischen 10 K/s und bis über 60 K/s durchgeführt wird.
Das Stahlband vor der Umformung oder das umgeformte Bauteil (Profil, Rohr, Kantteil) kann nach der Härtung noch einer Anlassbehandlung unterzogen werden. Bei dieser wird das Blech mit einer Aufheizrate von bis zu 1000 K/s, insbesondere mit 400-800°C/s auf eine maximale Temperatur unterhalb Aci, was üblicherweise 300°C bis 700°C beipielhaft 550°C bedeutet, erhitzt. Die Haltezeit auf Maxi ma Item peratur beträgt 0,5 bis 60 Sekunden beispielsweise 1- 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 1245°C erhitzt, entzundert und an schließend zu einem Stahlband konventionell warmgewalzt, wobei beim Warmwalzen der Bramme die Walzanfangstemperatur bei 1140°C liegt und die Walzendtemperatur 865°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 125°C und wird mit einer Abkühlrate von 55°C/s erreicht. Das längsgeteilte Stahlband mit einer Dicke von 5 mm, wird in einer Rollprofilieranlage mit einem integrierten Schweißprozess zu einem geschlossenen Profil mit quadratischem Quer schnitt und den Außenabmessungen von 50 mm mal 50 mm umgeformt. Erfindungsgemäß wird dann das Profil einer Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen.
Dabei wird das Profil zunächst einmal auf eine maximale Temperatur oberhalb Ac3 , im vorlie genden Beispiel auf 950°C, erwärmt kurzzeitig auf Temperatur gehalten und anschließend rasch abgekühlt. Die Aufheizraten liegen bei 15 K/s. Die Haltezeit auf Maximaltemperatur be- trägt 1 Sekunde, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlraten von 20 K/s durchgeführt wird. Der Hollomon-Jaffee-Parameter der durchgeführten Kurzzeithärtung liegt bei 21882.

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
wobei das Stahlband oder der Zuschnitt, welches durch normalisierendes Walzen er zeugt wurde, in einem Umformprozess zu einem Bauteil profiliert wird.
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
0,02 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 wird (DQ).
11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband vor der Profilierung oder das profilierte Bauteil der Kurzzeitwärmebehand lung unterworfen wird.
12. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass nach dem Umformen und Verschweißen eine Kurzzeitwärmebehandlung zur Homogeni sierung 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. Profiliertes Bauteil hergestellt mit einem Verfahren nach einem der vorhergehenden An sprüche, dadurch gekennzeichnet, dass mindestens eine der folgenden mechanischen Ei genschaften
Zugfestigkeit (Rm) >= 1200 MPa
Kerbschlagbiegearbeit (KV) >= 40 J
und folgende Bedingung erfüllt ist
Rm x KV >= 50000 MPa J
16. Verwendung des profilierten Bauteils nach Anspruch 15 für die Herstellung von Trags trukturen im Stahlbau, Maschinenbau, Automobilbau und Kranbau, sowie für Sicherheits bleche und Verschleißschutzanwendungen.
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