EP3924526A1 - Verfahren zur herstellung von thermo-mechanisch hergestellten warmbanderzeugnissen - Google Patents

Verfahren zur herstellung von thermo-mechanisch hergestellten warmbanderzeugnissen

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EP3924526A1
EP3924526A1 EP19832076.4A EP19832076A EP3924526A1 EP 3924526 A1 EP3924526 A1 EP 3924526A1 EP 19832076 A EP19832076 A EP 19832076A EP 3924526 A1 EP3924526 A1 EP 3924526A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
temperature
hot
steel
hardening
rolling
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
EP19832076.4A
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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Pending legal-status Critical Current

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    • 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 thermo-mechanically produced hot-rolled 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.
  • Thermomechanical steel is a microalloyed steel material that is manufactured using a thermomechanical process. In the thermomechanical rolling process, a final temperature is maintained in a certain range. Material properties of the steel are achieved which cannot be achieved with heat treatment alone. This process cannot be repeated.
  • Thermomechanical steels have high strength and toughness and can be processed very well and in particular are particularly suitable for welding.
  • Thermomechanical rolling is a process in which certain usage properties of the steel, namely usually the strength and toughness, are improved by the combination of thermal action and plastic deformation.
  • thermal treatment There are various methods that involve thermal treatment and then forming, with a distinction being made at high and low temperatures.
  • the material is first formed at a certain temperature, followed by thermal treatment.
  • Micro-alloying elements are often added to thermally treated steels. These should precipitate as carbides and nit rides during hot forming in order to inhibit recrystallization. This leads to better mechanical properties by means of a grain change.
  • the tendency of titanium to form high-temperature stable nitrides is also used to prevent grain growth during austenite formation.
  • the precipitates formed later on during cooling also contribute to particle hardening.
  • the austenite In normal thermomechanical hot rolling processes, the austenite is deformed in a temperature range just above A 3 (iron-carbon diagram). The austenite form hardening takes place, steel-specific, about 500 ° C below the recrystallization temperature in the austenite. After conversion, it becomes extremely fine-needle martensite. In thermomechanical rolling during forming, for example in the pearlite stage, the strength is increased by refining the microstructure and possibly by precipitation hardening.
  • Thermomechanical rolling below 800 ° C forces microalloyed fine-grain structural steels to convert the non-crystallized austenite into an extremely fine-grained ferrite-pearlite structure. Subsequent accelerated cooling can even enable conversion to bainite or martensite, which leads to a further increase in strength.
  • 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 °, 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 quickly quenched, so that the cooling rate is at least 25 K / s to below 200 ° C.
  • Lower austenitizing temperatures of ⁇ 860 ° in combination with the coordinated chemical composition of this steel alloy lead to undesirable partial austenitizing, which is not desirable.
  • the austenizing temperature should preferably be ⁇ 920 ° 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 to 1350 °, followed by heating step, in which the slab is then hot rolled in a temperature range from Ar3 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 1.2.
  • 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.
  • the heavy plate is heated, partially and finally formed by rolling and cooled faster than cooling at ambient temperature, the heavy plate being heated for partial forming to A C 3 temperature being cooled faster after its final forming.
  • 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 to 0.35 wt% carbon, 0.3 to 2 wt% manganese, 0.1 to 0.3 %
  • 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, wherein the microstructure should 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.
  • Products of this type are made available as broadband sheets or sheet products, these being produced in particular on broadband roads.
  • the rolling processes used are conventional hot rolling (WW) and thermo-mechanical rolling (TM).
  • WW hot rolling
  • TM thermo-mechanical rolling
  • the 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. Even with such pipes, there is a subsequent heat treatment, this heat treatment being either conventional flashing, i.e. pipe hardening, conventional tempering, i.e. pipe tempering and local weld post-treatment after welding processes, inductive heat treatments for normalizing clarifying and tempering are not unknown are.
  • Subsequent heat treatment is also carried out on strips, sheet metal and sheet goods, this likewise either using conventional clarification, for example sheet hardening, or conventional tempering, for example 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 thermo-mechanically produced hot-rolled products which, compared to conventionally produced thermo-mechanical hot-rolled products, have outstanding strength-toughness combinations and a fine isotropic structure.
  • thermo-mechanically produced hot-rolled products with the features of claim 1.
  • TM rolling In TM rolling, a substantial part of the forming takes place below the recrystallization stop temperature, which causes the austenite to stretch as shown in Figures 2 and 3.
  • TM rolling there is a finer end structure with a higher dislocation density.
  • the finer grain and the increased dislocation density increase the strength.
  • the finer grain structure also increases the toughness.
  • 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.
  • a hot strip is thermo-mechanically rolled and produced directly hardened, so that a predominantly martensitic structure is formed from an elongated austenite grain with a homogeneous carbon distribution.
  • 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, and finally cooling is carried out, the cooling rates being between 10 Kelvin / sec and over 60 Kelvin / sec.
  • 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 takes place in one pass and that separate manipulation of lumpy sheets can advantageously be dispensed with.
  • 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 cooled and accelerated.
  • a C 3 for example 920 ° C.
  • minute range for example 10 minutes
  • a tempering treatment is carried out after the hardening step, where the temperature is below A ci z. B. at 570 ° C and the starting time in the minute range (z. B.
  • the curing takes place at z. B. 950 ° C, but only e.g. there is a hold time of one second, while the first heat treatment for e.g. 950 ° C for z. B. a second and the compensation step at z. B. 650 ° C also for e.g. a second takes place.
  • 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, holding at a maximum item 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,
  • HJ parameter of the hardening process is set between 18000 and 23000, preferably between 18500 and 22000.
  • strips can be produced which have a particularly good combination of high tensile strength Rm and also high notched bar impact work KV, in particular at low temperatures.
  • the product from Rm * KV can be> 70,000 MPaJ preferably> 100,000 MPaJ, particularly preferably> 150,000 MPaJ, in particular> 200,000 MPaJ.
  • the invention thus relates to a method for producing thermo-mechanically manufactured hot strip products, wherein a steel alloy is melted, wherein the steel alloy is set so that recrystallization during hot rolling is suppressed, the melted steel alloy being poured into slabs and the slabs after heating above AC3 to a desired degree of forming of a desired strip thickness, the strip is cooled to room temperature after rolling and briefly heated to> Ac3 and cooled again for the purpose of hardening, characterized in that the heating 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 maintained at a desired target temperature of 0.5 to 60 s and then cooling down.
  • a steel alloy is melted, which contains the following elements and iron as well as unavoidable impurities, all data being in% by weight
  • a steel alloy is more preferably melted, which in particular contains the following elements and iron as well as inevitable impurities, all data being in% by weight
  • the short-term heating with all suitable forms of heating e.g. can be done inductively.
  • the target temperature during the brief heating for hardening is> AC 3 , which means 800 ° C. to 1000 ° C., in particular 820 ° C. to 970 ° C.
  • the target temperature is particularly advantageous during brief heating for tempering ⁇ 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 less than 5 seconds.
  • the cooling rate is> 30K / s and in particular> 60K / s.
  • DQ rolling area
  • the strip or sheets can be hardened and / or tempered in line in a continuous process.
  • the sheet thickness is advantageously 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 18,000 and 22,000.
  • the invention also relates to a hot strip produced with one of the aforementioned procedures, wherein at least one of the following mechanical properties
  • the invention also relates to the use for the production of cranes for stationary and mobile applications on trucks, ships and armor and wear applications in the automotive sector and in trailers and semitrailers for trucks, and for automotive support structures and frames.
  • 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 the difference in the microstructure between recrystallized austenite and non-recrystallized austenite
  • Figure 4 shows the steel phases, based on the temperature curves driven; 5 shows the comparison of the heat treatment routes for a thermomechanically rolled and conventionally tempered product, for a thermomechanically rolled product and for a thermomechanically rolled product according to the invention;
  • FIG. 5 associated temperature-time profiles and the eventually occurring structure
  • FIG. 7 shows a detail of the structure in a thermomechanically rolled and tempered steel after the short-term heat treatment according to the invention
  • Figure 8a selected properties of a steel heat-treated according to the invention
  • Figure 8b product of tensile strength Rm and notched bar impact work 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 A);
  • FIG. 9b product of tensile strength Rm and notched bar impact work 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 B);
  • FIG. 10a shows the possible temperature-time profiles in the method according to the invention with the structure resulting in the individual manufacturing steps
  • FIG. 10b shows the possible temperature-time profiles in the method according to the invention with the structure of welded joints resulting from the individual manufacturing steps.
  • steel is rolled thermomechanically 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, whereby the undeformed grain is directed in the rolling direction, recrystallization already taking place after rolling after each rolling pass, 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 much finer 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.
  • thermomechanically rolled steels used are so-called micro-alloyed steels.
  • 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. Conventional previous heat treatment routes are shown in Figure 5, lines 1 and 2.
  • thermomechanical rolling and a conventional tempering step a plate tempering that is used for metal sheets and thermomechanical rolling that 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 thermomechanical rolling, an optional direct hardening (with an optional tempering step) and then at least one very short, 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.
  • 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.
  • 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. 10a.
  • the structure of the steel treated according to the invention, thermomechanically rolled and briefly heat-treated, differs significantly from that of conventionally treated steels, 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.
  • a product is first heated in a reheating furnace and then thermomechanically rolled and completely cooled.
  • 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.
  • thermomechanically produced hot strip (TM + DQ)
  • TM + DQ thermomechanically produced hot strip
  • HKZ, AKZ subsequent heat treatments
  • the heating according to the invention heats up quickly for a short time, the heat source being, for example, inductive heating, but not necessarily.
  • 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> AC 3 . 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.
  • the heating rate can also be lower and be about 5 K / s or 10 K / s or 15 K / s.
  • the short holding times of 0.5 to 60 seconds are preferred, but not essential, further 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 A ci , which is usually 300 ° C to 700 ° C.
  • a tempering temperature of between 500 ° C and 700 ° C can be advantageous to avoid a softening zone in subsequent welding processes, 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.
  • thermomechanically rolled, directly hardened and tempered steel has an elongated structure
  • the steel produced according to the invention (TM + DQ + A + HKZ / HKZ + AKZ) has an isotropic globular structure.
  • the structure consists of 90% martensite (not tempered or tempered), the rest being austenite and bainite.
  • the former austenite grain is globular, the grain size being less than 20 gm and in particular less than 10 gm.
  • FIGS. 8a, 8b and 9a, 9b show, by way of example for two alloy compositions, the properties that can be achieved as a function of the heat treatment routes and parameters.
  • the HJ parameter is 23380.
  • the mechanical properties for R p0.2 are 907 MPa and the R m 1174 MPa and the notched bar impact work KV at 23 joules.
  • the product of Rm with KV is 27.002 MPaJ. If the same steel grade is tempered (again austenitized at 920 ° C for 10 minutes and additionally tempered at 570 ° C for 35 minutes), the R p0.2 is 879 MPa, the R m is 934 MPa and the notched bar impact work is 23 Joules.
  • the product of Rm with KV is 21,482 MPaJ
  • the FlJ parameter is plotted for different curing temperatures as well as FH holding times.
  • the light point corresponds to the previously described example A according to the invention with a FHJ of 19,348 and the dark point to the comparison with the state of the Technology.
  • the HJ value should be between 18,000, otherwise no hardening can be achieved, but should not be chosen too high, especially below 23000, since otherwise the mechanical properties (especially the product of Rm and KV) can drop drastically.
  • FIG. 9b shows the HJ parameter for heat treatments according to the invention in comparison to the SdT.
  • FIG. 10a shows the temperature-time profile according to a possible embodiment of the invention together with the resulting structures.
  • thermomechanical rolling which is converted into a martensitic grain by the direct hardening, an annealing treatment being carried out if necessary.
  • this elongated grain enriched with dislocations due to the thermomechanical treatment and direct hardening, is converted into a fine, globular grain.
  • thermomechanical rolls according to the invention the subsequent heat treatments being carried out as short-term heat treatments, it is advantageous that a structure with improved properties is achieved, the short-term heat treatments also allowing these heat treatment processes to be carried out inline,
  • 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. If the short-term heat treatment according to the invention is used in the course of production after a process step “welding”, as shown in FIG. 10 b for a fusion welding process, the microstructure in the weld seam area is homogenized aligned with that of the rest of the product.
  • 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 specified in FIGS. 8 or 9, 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, in particular 1200 ° C to 1260 ° C, descaled and then thermo-mechanically hot-rolled into a steel strip, the rolling starting temperature being in the range of 1000 ° when the slab is hot-rolled C is 1250 ° C and the final roll temperature is greater than 800 ° C, in particular between 830 ° C and 930 ° C.
  • a significant part of the deformation takes place below the recrystallization stop temperature, which causes the austenite to stretch, as shown in Figure 2.
  • the steel strip is cooled from the final roll temperature to the reel temperature by means of water and then wound up.
  • the coiling 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 (for example transverse or longitudinal parts), the temperature being below the aluminum 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. According to the invention, the steel strip, the blank or the welded blank is then subjected to a short-term heat treatment. The product is first heated at least once to a maximum temperature above Ac3, which is typically 800 ° C to 1000 ° C, but in particular 820 ° C to 970 ° C, briefly warmed to temperature and then rapidly cooled.
  • a maximum temperature above Ac3 which is typically 800 ° C to 1000 ° C, but in particular 820 ° C to 970 ° C, briefly warmed 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 up to 60 seconds, for example l-10s, finally cooling with cooling rates between 10 K / s and up to over 60 K / s is carried out.
  • the material can be subjected to a tempering treatment.
  • the material is heated at a heating rate of up to 1000 K / s, in particular at 400 to 800 ° C / s, to a maximum temperature below Acl, which usually means 300 ° C to 700 ° C, for example 550 ° C.
  • 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 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. 8, 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 1220 ° C, descaled and then conventionally hot-rolled to a steel strip, with the rolling starting temperature being 1100 ° C and the rolling end temperature 870 ° C when the slab is hot-rolled.
  • a major part of the deformation takes place below the recrystallization stop temperature, which causes the austenite to stretch, as shown in Figure 2.
  • the steel strip is cooled to the coiling temperature by means of water and reeled up.
  • the reel temperature in the present example is 120 ° C and is achieved with a cooling rate of 50 ° C / s.
  • a blank of the steel strip with a thickness of 4 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 rate is 25 K / s.
  • the holding time at maximum temperature is 3 seconds, followed by a cooling is carried out at a cooling rate of 140 K / s.
  • the Hollomon-Jaffee parameter of the short-term curing carried out is 19458.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von thermo-mechanisch hergestellten Warmbanderzeugnissen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, wobei die Stahllegierung so eingestellt ist, dass eine Rekristallisation während des Warmwalzens unterdrückt ist, wobei die erschmolzene Stahllegierung in Brammen gegossen wird und die Brammen nach einer Aufheizung oberhalb Acs bis zu einem gewünschten Umformgrad einer gewünschten Banddicke warmgewalzt werden, 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 thermo-mechanisch hergestellten Warmbanderzeugnissen
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten Warmbanderzeugnissen 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.
Als thermomechanischen Stahl bezeichnet man einen mikrolegierten Stahlwerkstoff, der durch ein thermomechanisches Verfahren hergestellt wird. Beim thermomechanischen Walz verfahren wird eine Endtemperatur in einem bestimmten Bereich eingehalten. Dabei werden Materialeigenschaften des Stahles erreicht, die mit alleiniger Wärmebehandlung nicht zu stande kommen. Dieser Vorgang ist nicht wiederholbar. Thermomechanische Stähle haben hohe Festigkeiten und Zähigkeiten und lassen sich sehr gut verarbeiten und besitzen insbe sondere eine gute Schweißeignung.
Das thermomechanische Walzen ist ein Verfahren, bei dem bestimmte Gebrauchseigenschaf ten des Stahles, nämlich in der Regel die Festigkeit und Zähigkeit, durch die Kombination thermischer Einwirkung und plastischer Verformung verbessert werden. Es gibt verschiedene Verfahren, die eine thermische Behandlung und dann eine Umformung enthalten, wobei die Umformung bei hoher und bei niedriger Temperatur unterschieden wird. Ebenso gibt es Ver fahren, bei denen bei einer bestimmten Temperatur zunächst umgeformt wird, gefolgt von einer thermischen Behandlung. In thermisch behandelten Stählen werden oft Mikrolegie rungselemente zugegeben. Diese sollen während der Warmumformung als Karbide und Nit ride ausscheiden, um die Rekristallisation zu hemmen. Dies führt mittels einer Kornverände rung zu besseren mechanischen Eigenschaften. Die Neigung von Titan, hochtemperatur stabile Nitride zu bilden, wird zusätzlich genutzt, um Kornwachstum bei der Austenitbildung zu verhindern. Schließlich tragen auch noch die später beim Abkühlen gebildeten Ausschei dungen zu einer Teilchenhärtung bei.
Bei normalen thermomechanischen Warmwalzvorgängen wird der Austenit in einem Tempe raturbereich dicht oberhalb A3 verformt (Eisen-Kohlenstoff-Diagramm). Das Austenitform härten findet, stahlspezifisch, etwa 500°C unterhalb der Rekristallisations temperatur im Austenit statt. Dieser wird nach einer Umwandlung zur extrem feinnadeligem Martensit. Bei der thermomechanischen Walzung während der Umformung, beispielsweise in der Perlitstufe, wird die Festigkeit durch Verfeinern des Mikrogefüges und eventuell durch eine Ausscheidungshärtung gesteigert.
Durch thermomechanisches Walzen unter 800°C werden mikrolegierte Feinkornbaustähle zu einer Umwandlung des nicht-kristallisierten Austenits in ein äußerst feinkörniges Ferrit-Perlit- Gefüge gezwungen. Durch eine nachfolgende beschleunigte Abkühlung kann sogar die Um wandlung in Bainit oder Martensit ermöglicht werden, was zu einer weiteren Festigkeitsstei gerung führt.
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° 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 K/s beträgt, auf eine unterhalb von 200°C liegt. Die Mindestaustenitisierungstemperatur des Stahlflach Produktes gemäß der WO2017/016582 Al zur gleichmäßigen Austenitisierung beträgt > oder = 860°C. Geringere Austenitisierungstemperaturen von < 860° führen in Kombination mit der abgestimmten chemischen Zusammensetzung dieser Stahllegierung zu einer unerwünschten Teilaustenitisierung, die nicht erwünscht ist. Bevorzugt soll die Auste nitisierungstemperatur < 920°C betragen, bei höheren Temperaturen das Austenitkorn wachstum fördern, was zu einer Verminderung der mechanisch-technologischen Eigenschaf ten führt. Die optimale Austenitisierungstemperatur soll bei 880°C liegen. 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 bis 1350° erhitzt wird, gefolgt von einem Wärmeaus gleichsschritt, wobei die Bramme anschließend in einem Temperaturbereich von Ar3 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 Herstellung 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 ultra hochfeste bzw. verschleißbe ständige Stähle für alle möglichen Anwendungsformen bekannt, welche über eine hohe Fes tigkeit bei einer hohen Zähigkeit und einer guten Verarbeitbarkeit verfügen. Hierbei werden derartige Erzeugnisse als Breitbandbleche bzw. Tafelware zur Verfügung gestellt, wobei diese insbesondere auf Breitbandstraßen erzeugt werden. Die verwendeten Walzverfahren sind das konventionelle Warmwalzen (WW) und das thermo-mechanische Walzen (TM). Der artige, in konventionellen Warmwalzverfahren oder im thermomechanischen Walzverfahren hergestellte Warmbänder werden nach dem Walzen entweder durch langsames Abkühlen o- der 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 Flärten, also eine Rohrhärtung, ein konventionelles Vergüten, also eine Rohrvergütung und lokale Schweißnahtnachbehandlungen nach Schweißprozessen sind, wobei induktive Wärmebehandlungen für das Normalisieren das klärten und Vergüten nicht unbekannt sind.
Bei Bändern, Blechen und Tafelware wird ebenfalls eine nachträgliche Wärmebehandlung durchgeführt, wobei dies ebenfalls entweder ein konventionelles klärten, zb Tafelhärtung, o- der 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 klärten 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 thermo-mechanisch herge stellten Warmbanderzeugnissen zu schaffen, welche gegenüber konventionell hergestellten thermo-mechanischen Warmbanderzeugnissen über herausragende Festigkeits- Zähigkeits- Kombinationen und ein feines isotropes Gefüge verfügen.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten 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 TM-Walzen erfolgt ein wesentlicher Teil der Umformung unterhalb der Rekristallisations stopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in Abbildung 2 und 3 gezeigt, gestreckt wird. Im Vergleich zum konventionellen Warmwalzen liegt nach dem TM-Walzen ein feineres Endgefüge mit einer größeren Versetzungsdichte vor. Das feinere Korn und die erhöhte Versetzungsdichte bewirken eine Steigerung der Festigkeit. Die feinere Kornstruktur bewirkt gleichzeitig auch eine Steigerung der Zähigkeit.
Durch TM-Walzen kann somit bei gleicher Legierungszusammensetzung die Festigkeit gestei gert werden oder bei gleichem Festigkeitsniveau Legierungsbestandteile eingespart werden. Durch die Reduktion der Legierungsbestandteile insbesondere von Kohlenstoff kommt es zu einer Verbesserung der Schweißeignung. 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. Hierzu wird ein Warmband thermo-mechanisch gewalzt und direkt gehärtet hergestellt, so dass aus einem gestreckten Austenitkorn mit einer homogenen Kohlenstoffverteilung ein überwiegend mar tensitisches Gefüge gebildet wird.
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 Kelvin/sec 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 im Durchlauf stattfindet 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 Maxi ma Item peratur 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 zwischen 18000 und 23000 bevorzugt zwischen 18500 und 22000 eingestellt wird.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich Bänder hersteilen welche eine besonders gute Kombination aus hoher Zugfestigkeit Rm als auch hoher Kerbschlagbiegearbeit KV insbe sondere bei tiefen Temperaturen aufweisen. Das Produkt aus Rm*KV kann bei > 70.000 MPaJ bevorzugt > 100.000 MPaJ besonders bevorzugt > 150.000 MPaJ insbesondere > 200.000 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 thermo-mechanisch hergestell ten Warmbanderzeugnissen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, wobei die Stahl legierung so eingestellt ist, dass eine Rekristallisation während des Warmwalzens unterdrückt ist, wobei die erschmolzene Stahllegierung in Brammen gegossen wird und die Brammen nach einer Aufheizung oberhalb AC3 bis zu einem gewünschten Umformgrad einer gewünsch ten Banddicke warmgewalzt werden, wobei das Band nach dem Walzen auf Raumtemperatur abgekühlt wird und zum Zwecke des Härtens kurzzeitig auf > Ac3 aufgeheizt und wieder ab gekühlt 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.
Vorteilhafterweise wird eine Stahl leg ierung erschmolzen, 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 Weiter bevorzugt wird eine Stahllegierung erschmolzen, 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
Von Vorteil ist, wenn das kurzzeitige Aufheizen mit alle geeigneten Erwärmungsformen z.B. induktiv erfolgen kann.
Weiter von Vorteil ist es, wenn die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Härten > AC3 ist, was bedeutet, 800°C bis 1000°C, insbesondere 820°C bis 970°C.
Insbesondere vorteilhaft ist die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Anlassen < Aci ist, wobei die Temperaturen insbesondere zwischen 300°C und 700°C liegen.
Bei einer Ausführungsform der Erfindung betragen die Haltezeiten auf der Zieltemperatur beim Härten und/oder Anlassen und/oder Vergüten unter 5 Sekunden.
Weiter von Vorteil kann es sein, wenn die Abkühlung nach dem oder den Aufheizschritten mit Abkühlraten von > 10° K/s stattfindet.
In einer Weiterbildung der Erfindung ist die Abkühlrate >30K/s und insbesondere >60K/s. In einer alternativen Ausführungsform kann aus einem Walzbereich direkt gehärtet werden kann (DQ).
Vorteilhafter Weise kann das Band oder Tafeln im kontinuierlichen Prozess im Durchlauf in line gehärtet und/oder angelassen werden.
Von Vorteil ist es, wenn nach einem Verschweißen der hergestellten Materialien eine Kurz zeitwärmebehandlung zur Homogenisierung der Schweißnaht durchgeführt wird.
Vorteilhafter Weise beträgt die Blechdicke 1,5 mm bis 20 mm insbesondere 3 mm bis 15 mm.
Von Vorteil ist es, wenn der Hollomon-Jaffee-Parameter des Kurzzeithärtungsprozesses zwi schen 18000 und 22000 liegt.
Die Erfindung betrifft zudem ein Warmband hergestellt mit einem der vorgenannten Verfah ren wobei mindestens eine der folgenden mechanischen Eigenschaften
Zugfestigkeit (Rm) >= 1000 MPa
Kerbschlagbiegearbeit (KV) >= 50 J
und folgende Bedingung erfüllt ist
Rm x KV >= 75000 MPa J
Die Erfindung betrifft zudem die Verwendung für die Herstellung von Kränen für stationäre und mobile Anwendungen auf LKW, Schiffen sowie Panzerungen und Verschleißanwendun gen im Automobilbereich sowie in Anhängern und Aufliegern für LKW, sowie für automobile Tragstrukturen und Rahmen.
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 einem thermomechanisch ge walzten und konventionell vergüteten Produkt, bei einem thermomechanisch gewalzten Produkt und bei einem thermomechanisch gewalzten Produkt nach der Erfindung;
Figur 6a/6b die zu den nicht erfindungsgemäßen Behandlungsrouten gern. Fig. 5 dazugehö rigen Temperaturzeitverläufen und die sich schließlich einstellenden Gefügen;
Figur 7 ein Detail des Gefüges bei einem thermomechanisch gewalzten und angelasse nen Stahl nach der erfindungsgemäßen Kurzzeitwärmebehandlung;
Figur 8a ausgewählte Eigenschaften eines erfindungsgemäß wärmebehandelten Stahls
(Werkstoff A) im Gegensatz zu konventionell wärmebehandelten Stählen;
Figur 8b 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 A);
Figur 9 ausgewählte Eigenschaften eines erfindungsgemäß wärmebehandelten Stahls
(Werkstoff B) im Gegensatz zu konventionell wärmebehandelten Stählen;
Figur 9b 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 B);
Figur 10a die möglichen Temperaturzeitverläufe bei dem erfindungsgemäßen Verfahren mit dem sich bei den einzelnen Herstellungsschritten ergebenden Gefüge;
Figur 10b die möglichen Temperaturzeitverläufe bei dem erfindungsgemäßen Verfahren mit dem sich bei den einzelnen Herstellungsschritten ergebenden Gefüge bei Schweißverbindungen.
Erfindungsgemäß wird zur Steigerung der Eigenschaften Zähigkeit und Isotropie sowie weite rer Eigenschaften Stahl thermomechanisch gewalzt.
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 normalisierten gewalzten Stählen mit dem globularen rekristal- lisierten Austenitkorn einerseits und den thermomechanisch gewalzten Stählen mit dem nicht globularen, gestreckten und verformten Austenitkorn ist, dass das Austenitkorn des thermo mechanisch gewalzten Stahls nach der Umwandlung ein viel feineres 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.
Die verwendeten thermomechanisch gewalzten Stähle sind sogenannte mikrolegierte Stähle.
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 2dargestellt. Beispielsweise das thermomechanische Walzen und ein konventioneller Vergütungsschritt (eine Tafelvergütung), der für Bleche verwendet wird und das thermomechanische Walzen, das mit einem Direkthärtungsschritt (DQ) und einem Anlassschritt (A) kombiniert werden kann.
Das erfindungsgemäße Verfahren (Figur 5, letzte Zeile) sieht ein thermomechanisches Walzen, eine optionale Direkthärtung (mit einem optionalen Anlassschritt) und anschließend zumindest einen sehr kurzzeitigen, beispielsweise induktiven Härtungs- oder Vergütungsschritt vor.
Die Temperaturzeitverläufe nach dem Stand der Technik sind in den Figuren 6a und 6b gezeigt.
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.
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 10a. Das Gefüge des erfindungsgemäß behandelten, thermomechanisch gewalztem und kurzzeit-wärmebehandel- ten Stahls unterscheidet sich deutlich von dem der konventionell behandelten Stähle, 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 Figur 6a dargestellt ist. Beim konventionellen Vergüten wird ein Produkt in einem Wiedererwärmofen zunächst aufgeheizt und dann thermomechanisch ge walzt 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 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.
Die erfindungsgemäße Lösung sieht ein thermomechanisch hergestelltes Warmband (TM+DQ) vor, welches ein gestrecktes Austenitkorn und eine homogene Kohlenstoffverteilung im Mikro gefüge zur Folge hat. Im Gegensatz zu konventionellen Verfahren werden aber die nachfolgenden Wärmebehand lungen (HKZ, AKZ) als Kurzzeitwärmebehandlung durchgeführt.
Im Gegensatz zum Stand der Technik wird bei der erfindungsgemäßen Aufheizung, wie in den vorangegangenen beschriebenen Figuren gezeigt, kurzzeitig schnell erwärmt, wobei die Wär mequelle 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 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.
Bevorzugt, aber nicht wesentlich, sind die geringen Haltezeiten von 0,5 bis 60 Sekunden, wei ter 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.
In Figur 7 erkennt man, dass ein thermomechanisch gewalzter, direkt gehärteter und ange lassener Stahl ein gestrecktes Gefüge hat, während der erfindungsgemäß hergestellte Stahl (TM+DQ+A+HKZ/HKZ+AKZ) ein isotropes globulares Gefüge zeigt. Das Gefüge besteht hiermit 90 % aus Martensit (nicht angelassen oder angelassen), wobei der Rest Austenit und Bainit ist. Das ehemalige Austenitkorn ist globular, wobei die Korngröße unter 20 gm und insbesondere unter 10 gm beträgt.
Figuren 8a, 8b und 9a, 9b zeigen beispielhaft für zwei Legierungszusammensetzungen die erzielbaren Eigenschaften in Abhängigkeit der Wärmebehandlungsrouten und -parameter.
Wird ein Stahl mit der in Figur 8a dargestellten chemischen Zusammensetzung konventionell gehärtet, also austenitisiert bei 920°C für 10 Minuten, so ergibt sich ein HJ Parameter von 23380. Die mechanischen Eigenschaften liegen für Rp0,2 bei 907 MPa, die Rm bei 1174 MPa und die Kerbschlagarbeit KV bei 23 Joule. Das Produkt von Rm mit KV ergibt 27.002 MPaJ. Wird dieselbe Stahlgüte vergütet (wieder austenitisiert bei 920°C für 10 Minuten und zusätzlich angelassen bei 570°C für 35 Minuten), liegt die Rp0,2 bei 879 MPa, die Rm bei 934 MPa und die Kerbschlagarbeit bei 23 Joule. Das Produkt von Rm mit KV beträgt 21.482 MPaJ
Bei der Fierstellungsroute thermomechanisch gewalzt, direkt gehärteter und angelassen liegen die mechanischen Kennwerte bei 983 MPa für Rp0 2, 1013 MPa für Rm und 53 Joule bei der Kerbschlagbiegearbeit sowie das Produkt Rm*KV = 53.689 MPaJ.
Dem gegenüber wird beim gleichen Material, jedoch bei der Anwendung der erfindungsgemä ßen Kurzzeitwärmebehandlung (FIKZ) mit einem FHalteschritt bei 850°C für 3 Sekunden und anschließender Abkühlung auf Raumtemperatur (FHJ=19458) ein Rp0,2-Wert von 1031 MPa bei einer Zugfestigkeit von 1235 MPa und einer Kerbschlagbiegearbeit von 209 Joule erreicht. Diese äußert guten mechanischen Eigenschaften ergeben Produkt von Rm * KV von 258.115 MPaJ und stellen nahezu eine Verzehnfachung des Werts nach dem Stand der Technik dar.
Auch bei einem zusätzlichen Kurzzeitanlassen (AKZ) nach der Flärtebehandlung und Abkühlung auf Raumtemperatur bei zum Beispiel bei 400°C nur für 1 Sekunde wird ein Rp0,2-Wert von 1074 MPa bei einer gleichzeitig hohen Zugfestigkeit von 1201 MPa und einer Kerbschlagbie gearbeit von 138 Joule erreicht (Produkt 165.738 MPaJ). Bei einer AKZ bei 550°C ebenfalls für eine Sekunde gehalten werden ähnliche Werte erreicht, wobei die Kerbschlagbiegearbeit leicht erhöht werden kann.
Dies bedeutet, dass die Eigenschaften in allen Bereichen extrem angehoben werden konnten.
In Figur 9b wird der FlJ-Parameter für unterschiedliche Flärtungstemperaturen als auch FHalte- zeiten aufgetragen. Der helle Punkt entspricht dem zuvor beschriebenen erfindungsgemäßen Beispiel A mit einem FHJ von 19.348 und der dunkle Punkt dem Vergleich mit dem Stand der Technik. Der HJ Wert sollte zwischen 18000 liegen, da ansonsten keine Härtung erreicht wer den kann, darf jedoch nicht zu hoch gewählt werden insbesondere unter 23000, da ansonsten die mechanischen Eigenschaften (vor allem das Produkt aus Rm und KV) drastisch abfallen können.
Aus Figur 9a erkennt man, dass bei einer anderen Legierungslage und den Vergleich der er zielbaren Werte wiederum die Kurzzeitwärmebehandlung zu optimalen Eigenschaftskombina tionen führt.
Hierbei wurden unterschiedliche Wärmebehandlungstemperaturen gewählt, so dass beim Ver güten einmal mit 850°C für 3 Sekunden und 550°C für 1 Sekunde vergütet wurde und an schließend bei 850°C und bei 400°C für 1 Sekunde. Bei der niedrigeren zweiten Kurzzeitwär mebehandlung sinkt zwar die Kerbschlagzähigkeit, jedoch steigen die Werte für Rp0,2 und Rm an. Auch hier zeigt sich der Zusammenhang zwischen einem niedrigen HJ Wert und den guten mechanischen Eigenschaften wobei sich dieser beim Werkstoff B nicht ganz so dramatisch ausprägt wie beim Werkstoff A.
In Figur 9b wird wiederum der HJ Parameter für erfindungsgemäße Wärmebehandlungen im Vergleich zum SdT dargestellt.In Figur 10a erkennt man den Temperaturzeitverlauf nach einer möglichen Ausführungsform der Erfindung zusammen mit den sich einstellenden Gefügen.
Zunächst erkennt man, dass beim thermomechanischen Walzen ein gestrecktes Austenitkorn erzielt wird, welches sich durch das Direkthärten in ein martensitisches Korn umwandelt, wobei gegebenenfalls eine Anlassbehandlung durchgeführt wird.
Durch die möglichen Kurzzeitwärmebehandlungen wird dieses langgestreckte und aufgrund der thermomechanischen Behandlung und Direkthärtung mit Versetzungen angereicherte Korn in ein feines, globulares Korn umgewandelt.
Bei dem erfindungsgemäßen thermomechanischen Walzen, wobei die anschließenden Wärme behandlungen als Kurzzeitwärmebehandlungen durchgeführt werden, ist von Vorteil, dass ein Gefüge mit verbesserten Eigenschaften erzielt wird, wobei die Kurzzeitwärmebehandlungen es zudem erlauben, dass diese Wärmebehandlungsverfahren inline durchgeführt werden können,
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. 10 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 8 oder 9 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 1260°C erhitzt, entzundert und anschließend zu einem Stahlband thermo mechanisch warmgewalzt, wobei beim Warmwalzen der Bramme die Walzanfangstemperatur im Bereich von 1000°C bis 1250°C liegt und die Walzendtemperatur bei größer 800°C insbe sondere zwischen 830°C und 930°C liegt. Dabei erfolgt ein wesentlicher Teil der Umformung unterhalb der Rekristallisationsstopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in Abbildung 2 ge zeigt, gestreckt wird. Das Stahlband wird nach dem Warmwalzen von Walzendtemperatur mit tels Wasserbeaufschlagung auf Haspeltemperatur abgekühlt und aufgehaspelt. Die Haspeltem peratur 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, insbe sondere 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 Zu- schnitt einer Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen. Dabei wird das Produkt zunächst min destens 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 aufzuhei zenden 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 Sekunden beispielsweise l-10s, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlraten zwi schen 10 K/s und bis über 60 K/s durchgeführt wird.
Das Material kann nach der Härtung noch einer Anlassbehandlung unterzogen werden. Bei dieser wird das Material mit einer Aufheizrate von bis zu 1000 K/s, insbesondere mit 400 bis 800°C/s auf eine maximale Temperatur unterhalb Acl, was üblicherweise 300°C bis 700°C beispielhaft 550°C bedeutet, erhitzt. Die Haltezeit auf Maximaltemperatur beträgt 0,5 bis 60 Sekunden beispielsweise 1 bis 10s, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlraten zwi schen 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 8 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 1220°C erhitzt, entzundert und an schließend zu einem Stahlband konventionell warmgewalzt, wobei beim Warmwalzen der Bramme die Walzanfangstemperatur bei 1100°C liegt und die Walzendtemperatur 870°C liegt. Dabei erfolgt ein wesentlicher Teil der Umformung unterhalb der Rekristallisationsstopptem peratur, wodurch der Austenit, wie in Abbildung 2 gezeigt, gestreckt wird. Das Stahlband wird nach dem Warmwalzen von Walzendtemperatur mittels Wasserbeaufschlagung auf Has peltemperatur abgekühlt und aufgehaspelt. Die Haspeltemperatur liegt im vorliegenden Bei spiel bei 120°C und wird mit einer Abkühlrate von 50°C/s erreicht.
Erfindungsgemäß wird dann ein Zuschnitt des Stahlbands mit einer Dicke von 4 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 Aufheizrate liegt bei 25 K/s. Die Haltezeit auf Maximaltemperatur beträgt 3 Sekunde wobei abschließend eine Abkühlung mit einer Abkühlrate von 140 K/s durchgeführt wird. Der Hollomon-Jaffee-Parameter der durchgeführten Kurzzeithärtung liegt bei 19458.
5

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zum Herstellen von thermo-mechanisch hergestellten Warmbanderzeugnis sen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, wobei die Stahllegierung so einge stellt ist, dass eine Rekristallisation während des Warmwalzens unterdrückt ist, wobei die erschmolzene Stahl leg ierung in Brammen gegossen wird und die Brammen nach ei ner Aufheizung oberhalb AC3 bis zu einem gewünschten Umformgrad einer gewünschten Banddicke warmgewalzt werden, wobei das Band nach dem Walzen auf Raumtempera tur abgekühlt wird und zum Zwecke des Härtens kurzzeitig auf > Ac3 aufgeheizt und wieder abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen mit einer Tempera tursteigerung 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 ge wünschte Zieltemperatur von 0,5 bis 60 s gehalten wird und dann eine Abkühlung er folgt.
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 einem Walzbereich direkt gehärtet werden kann (DQ).
11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Band oder Tafeln im kontinuierlichen Prozess im Durchlauf inline gehärtet und/oder angelassen werden.
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) >= 1000 MPa
Kerbschlagbiegearbeit (KV) >= 50 J
und folgende Bedingung erfüllt ist
Rm x KV >= 75000 MPa J
16. Verwendung eines Warmbands nach Anspruch 15 für die Herstellung von Tragstrukturen im Stahlbau, Maschinenbau, Automobilbau und Kranbau, sowie für Sicherheitsbleche und Verschleißschutzanwendungen.
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