WO2018108653A1 - Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung Download PDF

Info

Publication number
WO2018108653A1
WO2018108653A1 PCT/EP2017/081620 EP2017081620W WO2018108653A1 WO 2018108653 A1 WO2018108653 A1 WO 2018108653A1 EP 2017081620 W EP2017081620 W EP 2017081620W WO 2018108653 A1 WO2018108653 A1 WO 2018108653A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
temperature
flat steel
steel product
heating
content
Prior art date
Application number
PCT/EP2017/081620
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Manuela AHRENHOLD
Rainer FECHTE-HEINEN
Jens Horstmann
Richard Georg THIESSEN
Original Assignee
Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Thyssenkrupp Ag
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Thyssenkrupp Steel Europe Ag, Thyssenkrupp Ag filed Critical Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Priority to MX2019006862A priority Critical patent/MX2019006862A/es
Priority to CN201780077679.6A priority patent/CN110088326B/zh
Priority to JP2019527819A priority patent/JP7193454B2/ja
Priority to KR1020197019640A priority patent/KR102478025B1/ko
Priority to CA3046108A priority patent/CA3046108A1/en
Priority to US16/466,894 priority patent/US11371113B2/en
Priority to EP17821500.0A priority patent/EP3555337A1/de
Publication of WO2018108653A1 publication Critical patent/WO2018108653A1/de

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/663—Bell-type furnaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium

Definitions

  • a hot-rolled flat steel product obtained according to the invention and produced according to the invention consists of a steel having the following composition (in% by weight):
  • Ni 0.05-2.0%
  • hot strip produced according to the invention has a structure of tempered and unannealed martensite with retained austenite content, whereby bainite, polygonal ferrite, non-polygonal ferrite and cementite may also be present in minor proportions in the structure.
  • the martensite portion of the structure is at least 85 area%, preferably at least 90 area%, of which at least half is tempered martensite. Accordingly, the proportion of retained austenite in a hot-rolled flat steel product according to the invention is at most 15% by volume. In each case, up to 15 area% bainite, up to 15% each, at the expense of the rest of it
  • the heating temperature TWE is preferably at least 1 150 ° C, because in this way microstructural inhomogeneities, for example, by
  • the quench temperature TQ targeted during the cooling is not below the room temperature. On the other hand, it is at most 100 ° C higher than the martensite start temperature TMS at which the martensitic transformation starts.
  • the partitioning time tPT is composed of the time tPR (heating ramp) required for the heating process and the time tPI provided for the isothermal hold, where tPI can also be zero.
  • the maximum heating rate ⁇ 1 during the partitioning step is 1 K / s, preferably 0.075 K / s, for the setting of uniform properties both over the length and width of the flat steel product, since otherwise local irregularities occur together with reduced forming properties, in particular a worsened hole widening. It is particularly advantageous if the heating takes place at a heating rate ⁇ 1 of not more than 0.03 K / s in order to ensure optimum homogeneity of the final structure and thus best hole widening and fatigue properties.
  • the minimum heating rate ⁇ 1 is for reasons of economy at 0.005 K / s, preferably 0.01 K / s.
  • the protective gas used is hydrogen, nitrogen and mixtures of hydrogen and nitrogen.
  • test melts A - O having the compositions shown in Table 1 were melted.
  • Table 2 shows for the steels A - O the A3 - determined according to equation (1) and the martensite starting temperatures TMS determined according to equation (2).
  • Called partitioning temperature TP When using a bell annealer, it is also indicated in each case whether it was used to increase (“heat”) the temperature or to keep the temperature ("hold”) constant.
  • the melt M has as an example of a variant with optimized

Landscapes

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

Abstract

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

Description

Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, das optimal aufeinander abgestimmte mechanische Eigenschaften, wie hohe
Zugfestigkeiten Rm, hohe Dehngrenzen Rp und hohe Bruchdehnungen A, in Kombination mit einer guten Umformbarkeit besitzt, die durch einen hohen Lochaufweitungswert gekennzeichnet ist, für den als Kurzzeichen "λ" ("lambda") eingeführt ist. Darüber hinaus zeichnen sich erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukte durch eine gute Dauerfestigkeit und Verschleißbeständigkeit aus.
Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.
Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, dann sind damit walztechnisch erzeugte Produkte, wie Bänder, Bleche oder davon abgeteilte Platinen und Zuschnitte gemeint, die jeweils eine gegenüber ihrer Dicke wesentlich größere Breite und Länge haben.
Wenn hier Angaben zu Legierungsgehalten gemacht werden, beziehen diese sich auf das Gewicht bzw. Masse, sofern nichts anderes ausdrücklich
angegeben ist. Angaben zu Gehalten von Gefügebestandteilen beziehen sich mit Ausnahme der Angaben zu den Gehalten an Restaustenit, die in Vol.-% angegeben sind, regelmäßig auf die im Schliff betrachtete Fläche, sofern nichts anderes angegeben ist. Angaben zur Zusammensetzung einer Atmosphäre beziehen sich dagegen auf das jeweils betrachtete Volumen, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.
So genannte "Quench & Partitioning-Stahlflachprodukte" zeichnen sich durch eine hohe Festigkeit bei gleichzeitig hoher Dehnung und optimierter
Verformbarkeit aus. In der Praxis sind bisher solche Stahlflachprodukte als kaltgewalzte Produkte mit geringen Blechstärken im Einsatz.
Aus der WO 2013/004910 A1 (EP 2 726 637) ist allerdings ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten Baustählen und daraus bestehenden Produkten bekannt, bei dem zunächst aus einer geeignet gewählten Stahllegierung bestehende Brammen auf 950 - 1300 °C erwärmt und so lange gehalten werden, bis eine gleichmäßige Temperaturverteilung in den Brammen vorliegt. Typischerweise soll der Stahl, aus dem die Brammen erzeugt sind, aus (in Gew.-%) 0,17 - 0,23 % C, 1 ,4 - 2,0 % Si oder in Summe 1 ,2 - 2,0 % AI und Si, sofern AI vorhanden, 1 ,4 - 2,3 % Mn und 0,4 - 2,0 % Cr, optional bis zu 0,7 % Mo, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, bestehen. Nach der Glühbehandlung durchlaufen die Brammen ein Warmwalzen, bei dem sie in einem Temperaturbereich, der unterhalb der Rekristallisationstemperatur, jedoch oberhalb der A3-Temperatur liegt, gewalzt werden. Nach dem Ende des Warmwalzens wird das erhaltene Warmband mit einer Abschreckrate von mindestens 20 °C/s bis zu einer Abschreckstop-Temperatur abgeschreckt, die im Temperaturbereich zwischen der Temperatur Ms, bei der die
Martensitbildung einsetzt, und der Temperatur Mf liegt, bei der die
Martensitbildung abgeschlossen ist. Typischerweise liegt die Abschreckstop- Temperatur hier im Bereich von mehr als 200 °C und weniger als 400 °C. Das so abgeschreckte Warmband wird einer so genannten "Partitioning
Behandlung" unterzogen, um Kohlenstoff von den martensitischen zu den austenitischen Gefügebestandteilen zu transferieren. Schließlich wird das so behandelte Warmband bis zur Raumtemperatur abgekühlt. Dabei bleiben wesentliche Parameter der Abschreck- und Partitioningbehandlung offen.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Stahlflachprodukt mit einer größeren Blechstärke und einer optimierten Eigenschaftskombination zur Verfügung zu stellen.
Ebenso sollte ein Verfahren zur kostengünstigen, betriebssicheren Herstellung eines solchen Produktes angegeben werden.
In Bezug auf das Produkt hat die Erfindung diese Aufgabe durch das in
Anspruch 1 angegebene warmgewalzte Stahlflachprodukt gelöst.
In Bezug auf das Verfahren besteht die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend genannten Aufgabe darin, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts die in Anspruch 7 angegebenen Arbeitsschritte absolviert werden.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
Die Erfindung stellt ein warmgewalztes Stahlflachprodukt und ein zu seiner Herstellung geeignetes Verfahren zur Verfügung.
Ein erfindungsgemäß beschaffenes und ein erfindungsgemäß hergestelltes warmgewalztes Stahlflachprodukt bestehen demnach aus einem Stahl mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%):
C: 0,1 - 0,3 %
Mn: 1 ,5 - 3,0 %
Si: 0,5 - 1 ,8 %
AI: bis zu 1 ,5 %
P: bis zu 0,1 %
S: bis zu 0,03 %
N: bis zu 0,008 %
optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe "Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" mit folgenden Gehalten:
Cr: 0,1 - 0,3 %
Mo: 0,05 - 0,25 % Ni: 0,05 - 2,0 %
Nb: 0,01 - 0,06 %
Ti: 0,02 - 0,07 %
V: 0,1 - 0,3 %
B: 0,0008 - 0,0020 %
Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen.
Dabei zeichnet sich ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt dadurch aus,
- dass das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit Rm von 800 - 1500 MPa, eine mehr als 700 MPa betragende Dehngrenze Rp, eine 7 - 25 % betragende Bruchdehnung A und eine Lochaufweitung λ von mehr als 20 % aufweist,
- das Gefüge des Stahlflachprodukts zu mindestens 85 Flächen-% aus Martensit, von dem mindestens die Hälfte angelassener Martensit ist, wobei der jeweils verbleibende Rest des Gefüges aus bis zu 15 Vol.-% Restaustenit, aus bis zu 15 Flächen-% Bainit, aus bis zu 15 Flächen-% polygonalem Ferrit, aus bis zu
5 Flächen-% Zementit und/oder aus bis zu 5 Flächen-% nichtpolygonalem Ferrit besteht, und
- dass das Gefüge des Stahlflachprodukts eine Kernel Average Missorientation "KAM" aufweist, die mindestens 1 ,50° beträgt.
Kohlenstoff "C" ist in der erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlschmelze in Gehalten von 0,1 - 0,3 Gew.-% enthalten. In erster Linie spielt C eine große Rolle bei der Austenitbildung. Eine ausreichende C-Konzentration ermöglicht eine volle Austenitisierung bei Temperaturen von bis zu 930 °C, die unterhalb der Walzendtemperaturen liegen, welche üblicherweise beim Warmwalzen von Stählen der hier in Rede stehenden Art gewählt werden. Beim Abschrecken wird bereits ein Teil des Restaustenits durch den erfindungsgemäß
vorgesehenen Kohlenstoff stabilisiert. Darüber hinaus erfolgt eine weitere
Stabilisierung während des späteren Partitioning-Schritts. Die Festigkeit des Martensits, der während des ersten Abkühlschritts (9Q) oder während des letzten Abkühlschritts (ΘΡ2) gebildet wird, hängt ebenfalls stark vom C-Gehalt der erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlzusammensetzung ab. Gleichzeitig wird die Martensitstart-Temperatur jedoch mit steigendem C-Gehalt zu immer tieferen Temperaturen verschoben. Ein zu hoher C-Gehalt würde daher zu Erschwernissen bei der Produktion führen, da die zu erreichende
Quenchtemperatur zu sehr niedrigen Temperaturen verschoben würde.
Weiterhin trägt der C-Gehalt eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls im Vergleich zu anderen Legierungselementen am stärksten zu einem höheren CE-Wert bei, wodurch die Schweißbarkeit negativ beeinflusst wird. Am CE-Wert lässt sich ablesen, welche Legierungselemente die Schweißbarkeit des Stahls negativ beeinflussen. Der CE-Wert lässt sich wie folgt berechnen:
CE = %C + [(%Si + %Mn) / 6] + [(%Cr + %Mo + %V) / 5] + [(%Cu + %Ni) / 15] mit (jeweils in Gew.-%) %C = C-Gehalt des Stahls, %Si = Si-Gehalt des Stahls, %Mn = Mn-Gehalt des Stahls, %Cr = Cr-Gehalt des Stahls, %Mo = Mo-Gehalt des Stahls, %V = V-Gehalt des Stahls, %Cu = Cu-Gehalt des Stahls, %Ni = Ni- Gehalt des Stahls.
Mit dem erfindungsgemäß vorgegebenen C-Gehalt kann das Festigkeitsniveau des Endproduktes gezielt beeinflusst werden.
Mangan "Mn" ist ein wichtiges Element für die Härtbarkeit des Stahls.
Gleichzeitig verringert Mangan die Neigung zur unerwünschten Bildung von Perlit während der Abkühlung. Diese Eigenschaften ermöglichen die Einstellung eines geeigneten Ausgangsgefüges aus Martensit und Restaustenit nach dem ersten Abschrecken mit Abkühlraten < 100 K/s entsprechend dem
erfindungsgemäßen Verfahren. Eine zu hohe Mn-Konzentration wirkt sich negativ auf die Dehnung und den CE-Wert, also die Schweißbarkeit, aus. Daher wird der Mn-Gehalt auf 1 ,5 - 3,0 Gew.-% eingeschränkt. Eine optimierte
Abstimmung der Festigkeitseigenschaften kann dadurch erzielt werden, dass der Mn-Gehalt 1 ,9 - 2,7 Gew.-% beträgt. Silizium "Si" hat einen wichtigen Anteil an der Unterdrückung der Perlitbildung und Steuerung der Karbidbildung. Durch die Bildung von Zementit würde Kohlenstoff gebunden und stünde somit nicht mehr für die weitere Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung. Auf der anderen Seite verschlechtert ein zu hoher Si-Gehalt die Bruchdehnung sowie die Oberflächenqualität durch beschleunigte Bildung von Rotzunder. Ein vergleichbarer Effekt kann durch das Zulegieren von AI ausgelöst werden. Für die Einstellung der erfindungsgemäß vorgesehenen Produkteigenschaften ist ein Minimum von 0,7 Gew.-% Si erforderlich. Besonders sicher lässt sich das angestrebte Gefüge einstellen, wenn Gehalte von mindestens 1 ,0 Gew.-% Si im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt vorhanden sind. Für die Obergrenze des Si-Gehalts wird wegen der angestrebten Bruchdehnung 1 ,8 Gew.-% Si vorgeschrieben, wobei durch eine Beschränkung auf max. 1 ,6 Gew.-% Si Stahlflachprodukte mit einer optimierten Oberflächenqualität vorliegen. Abhängig vom jeweiligen AI-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann der Si-Gehalt entsprechend den Erläuterungen im folgenden Absatz auch auf 0,5 - 1 ,1 Gew.-%,
insbesondere 0,7 - 1 ,0 Gew.-%, eingestellt werden.
Aluminium "AI" wird zur Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff verwendet. Des Weiteren kann AI auch, wie bereits erwähnt, zur Unterdrückung von Zementit eingesetzt werden, ist jedoch nicht so effektiv wie Si. Durch eine erhöhte AI-Zugabe wird jedoch die
Austenitisierungstemperatur deutlich erhöht, weswegen die Zementit- Unterdrückung bevorzugt nur durch Si realisiert wird. In diesem Fall wird ein im Hinblick auf die Austenitisierungstemperatur günstiger AI-Gehalt von 0 - 0,03 Gew.-% vorgesehen, wenn gleichzeitig Si in Gehalten von mindestens 1 ,0 Gew.-% vorhanden ist. Wird hingegen der Si-Gehalt beispielsweise zur
Einstellung einer optimierten Oberflächenqualität eingeschränkt, d.h. auf werte zwischen 0,5 - 1 ,1 Gew.-%, bevorzugt 0,7 - 1 ,0 Gew.-%, eingestellt, so muss AI mit einem Mindestgehalt von 0,5 Gew.-% zur Zementit-Unterdrückung zulegiert werden. In einer bevorzugten Ausführung kann der AI-Gehalt zur besonders sicheren Erzeugung desoxidierter Schmelzen auf werte von mindestens 0,01 Gew.-% eingestellt werden. Die Beschränkung des AI-Gehalts auf max. 1 ,5 Gew.-%, bevorzugt max. 1 ,3 Gew.-%, wird vorgenommen, um Probleme beim Vergießen des Stahls zu vermeiden.
Phosphor "P" wirkt sich ungünstig auf die Schweißbarkeit aus. Sein Gehalt im erfindungsgemäßen Warmband bzw. in der erfindungsgemäß verarbeiteten Schmelze ist daher auf höchstens 0,1 Gew.-%, wobei P-Gehalte von bis zu 0,02 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,02 Gew.-%, vorteilhaft sein können.
Schwefel "S" führt bei höheren Konzentrationen zur Bildung von MnS bzw. (Mn, Fe)S, welches sich negativ auf die Dehnung auswirkt. Um diesen Effekt zu vermeiden, ist der S-Gehalt auf max. 0,03 Gew.-% beschränkt, wobei eine Beschränkung der S-Gehalte auf max. 0,003 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,003 Gew.-%, vorteilhaft sein kann.
Stickstoff "N" führt zur Bildung von Nitriden, die sich negativ auf die
Umformbarkeit auswirken. Der N-Gehalt soll daher weniger als 0,008 Gew.-% betragen. Unter Aufwendung hohen technischen Aufwands können sehr niedrige N-Gehalte von beispielsweise kleiner 0,0010 Gew.-% realisiert werden. Zur Verringerung des technischen Aufwands kann der N-Gehalt bevorzugt auf mindestens 0,0010 Gew.-% und besonders bevorzugt auf mindestens 0,0015 Gew.-% eingestellt werden.
Die in der Gruppe "Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" zusammengefassten
Legierungselemente können gemäß den nachfolgend erläuterten Hinweisen einzeln, gemeinsam oder in verschiedenen Kombinationen optional zugegeben werden, um bestimmte Eigenschaften des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts einzustellen.
Chrom ("Cr") ist ein effektiver Inhibitor des Perlits und kann so die erforderliche Mindestabkühlgeschwindigkeit herabsetzen. Um dies zu erreichen, wird Cr dem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl oder dem Stahl des erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts zugegeben. Zur wirksamen Einstellung dieses Effektes ist ein Minimumanteil von 0,10 Gew.-% Cr, bevorzugt 0,15 Gew.-% Cr, erforderlich. Gleichzeitig wird die Festigkeit durch die Zugabe von Cr stark erhöht und es besteht zudem die Gefahr der ausgeprägten
Korngrenzenoxidation. Zudem wird durch die Bildung von Chromoxiden im oberflächennahen Bereich des Stahls die mögliche Beschichtbarkeit erschwert und es können unerwünschte Oberflächenfehler auftreten. Diese
Oberflächenfehler können bei einer zyklischen Belastung des Materials zu einer verschlechterten Dauerfestigkeit und somit zu einem vorzeitigen Versagen des Materials führen. Darüber hinaus verschlechtert ein zu hoher Cr-Anteil die Verformbarkeit des Stahls, insbesondere kann keine gute Lochaufweitung λ von größer als 20 % gewährleistet werden. Daher wird der Cr-Gehalt auf maximal 0,30 Gew.-%, bevorzugt max. 0,25 Gew.-%, begrenzt.
Molybdän "Mo" ist ebenfalls ein sehr wirksames Element zur Unterdrückung der Perlitbildung. Um diese Wirkung zu erzielen, können dem Stahl optional mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-%, zugegeben werden. Zugaben von mehr als 0,25 Gew.-% sind unter
Effektivitätsgesichtspunkten nicht sinnvoll.
Nickel "Ni" ist ebenso wie Cr ein Inhibitor des Perlits und schon in geringen Mengen wirksam. Bei optionaler Zulegierung mit Ni von mindestens 0,05 Gew.- %, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-%, mindestens 0,2 Gew.-% oder mindestens 0,3 Gew.-%, kann dieser unterstützende Effekt erzielt werden. Im Hinblick auf die angestrebte Einstellung der mechanischen Eigenschaften ist es gleichzeitig zweckmäßig, den Ni-Gehalt auf maximal 2,0 Gew.-% zu begrenzen, wobei sich Ni-Gehalte von höchstens 1 ,0 Gew.-% insbesondere 0,5 Gew.-% als besonders praxisgerecht herausgestellt haben.
Der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann optional auch Mikrolegierungselemente, wie Vanadium "V", Titan "Ti" oder Niob "Nb", enthalten, welche durch Bildung sehr fein verteilter Karbide (bzw. Karbonitride bei gleichzeitigem Vorhandensein von Stickstoff "N") zu einer höheren
Festigkeit beitragen. Die Anwesenheit von Ti, V oder Nb führt darüber hinaus zu einer Einfrierung der Korn- und Phasengrenzen nach dem Warmwalzprozess während des Partitioning-Schritts, was die gewünschte
Eigenschaftskombination aus Festigkeit und Umformbarkeit durch Kornfeinung begünstigt. Der minimale Gehalt, ab dem ein deutlicher Effekt erkennbar ist, liegt für Ti bei 0,02 Gew.-%, für Nb bei 0,01 Gew.-% und für V bei 0,1 Gew.-%. Eine zu hohe Konzentration an den Mikrolegierungselementen führt jedoch zur Bildung von zu vielen und groben Karbiden und somit zur Abbindung von Kohlenstoff, der dann nicht mehr für die erfindungsgemäße Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung steht. Zudem hat die Bildung zu grober Karbide einen negativen Effekt auf die angestrebte hohe Dauerfestigkeit. Entsprechend der Wirkungsweise der einzelnen Elemente wird daher die Obergrenze für Ti bei 0,07 Gew.-%, für Nb bei 0,06 Gew.-% und für V bei 0,3 Gew.-% festgelegt.
Ebenso optional zugegebene Gehalte an Bor "B" segregieren auf den
Phasengrenzen und behindern deren Bewegung. Dies führt zu einem
feinkörnigen Gefüge, was sich vorteilhaft auf die mechanischen Eigenschaften auswirken kann. Daher ist bei Einsatz dieses Legierungselementes ein Mindest- B-Gehalt von 0,0008 Gew.-% einzuhalten. Bei der Zulegierung von B muss allerdings ausreichend Ti für die Abbindung des N vorhanden sein. Die
Auswirkung von B wird bei einem Gehalt von rund 0,0020 Gew.-% gesättigt, welches auch als Obergrenze geführt wird.
Ein erfindungsgemäß warmgewalztes Stahlflachprodukt weist dabei eine Zugfestigkeit Rm von 800 - 1500 MPa, eine mehr als 700 MPa betragende Dehngrenze Rp und eine 7 - 25 % betragende Bruchdehnung A auf, wobei die Zugfestigkeit Rm, die Dehngrenze Rp und die Bruchdehnung A gemäß DIN EN ISO 6892-1 -2009-12 bestimmt werden.
Gleichzeitig zeichnet sich erfindungsgemäßes Warmband durch eine sehr gute Umformbarkeit aus, welche sich in einer gemäß DIN ISO 16630 bestimmten Lochaufweitung λ von mehr als 20 % niederschlägt.
Erfindungsgemäß beschaffenes und insbesondere nach dem
erfindungsgemäßen Verfahren erzeugtes Warmband hat ein Gefüge aus angelassenem und nicht angelassenem Martensit mit Anteilen an Restaustenit, wobei Bainit, polygonaler Ferrit, nichtpolygonaler Ferrit und Zementit ebenfalls in geringen Anteilen im Gefüge enthalten sein können. Der Martensitanteil des Gefüges beträgt mindestens 85 Flächen-%, bevorzugt mindestens 90 Flächen- %, wobei davon mindestens die Hälfte angelassener Martensit ist. Der Anteil an Restaustenit in einem warmgewalzten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt liegt dementsprechend bei höchstens 15 Vol.-%. Ebenso können, jeweils zu Lasten des Restausten its, jeweils bis zu 15 Flächen-% Bainit, bis zu 15
Flächen-% polygonaler Ferrit, bis zu 5 Flächen-% Zementit und/oder bis zu 5 Flächen-% nichtpolygonaler Ferrit im Gefüge vorhanden sein. In einer bevorzugten Ausführung beträgt der Anteil des polygonalen Ferrits sowie der Anteil des nichtpolygonalen Ferrits 0 Flächen-%, da in diesem Fall die Werte für die Lochaufweitung aufgrund der verzögerten Rissausbildung in einem vorwiegend martensitischen Gefüge mit gleichmäßiger Härte besonders hoch sind.
Das Gefüge des erfindungsgemäßen Warmbands ist sehr fein, so dass seine Beurteilung mittels üblicher lichtoptischer Mikroskopie kaum möglich ist. Daher wird eine Beurteilung mittels Raster Elektronen Mikroskopie (REM) und einer mindestens 5000-fachen Vergrößerung empfohlen. Der maximal zulässige Restaustenit-Anteil ist allerdings auch nach hoher Vergrößerung schwierig zu bestimmen. Daher wird eine quantitative Bestimmung des Restaustenits mittels Röntgen-Beugung (XRD) gemäß ASTM E975 empfohlen.
Das Gefüge erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts ist durch eine definierte, lokale Missorientierung im Kristallgitter gekennzeichnet. Dies gilt insbesondere für den angestrebten Gefügeanteil an Primärmartensit, d.h. den bei der ersten Abkühlung gebildeten Martensitanteil. Die genannte lokale Missorientierung wird quantifiziert durch die so genannte "Kernel Average Missorientation", kurz "KAM", welche größer oder gleich 1 ,50°, vorzugsweise größer als 1 ,55°, ist. Der KAM-Wert sollte mindestens 1 ,50° betragen, weil dann ein homogener Verformungswiderstand durch gleichmäßige Gitterverzerrung im Korn vorliegt. So lässt sich eine lokal eingeschränkte Vorschädigung des Mehrphasengefüges zu Beginn einer Verformung vermeiden. Liegt der KAM- Wert unterhalb von 1 ,50°, liegt ein zu stark angelassenes Gefüge vor, welches Festigkeitseigenschaften außerhalb des erfindungsgemäß angestrebten Spektrums bedingt.
Entscheidend für die mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäß beschaffenen und hergestellten Stahlprodukts ist damit neben den reinen Phasenanteilen vor allem die Verzerrung des Kristallgitters. Diese
Gitterverzerrung stellt ein Maß für den initialen Widerstand zur plastischen Verformung dar, welcher auf Grund der angestrebten Festigkeitsbereiche eigenschaftsbestimmend ist. Eine geeignete Methode für die Messung und somit Quantifizierung der Gitterverzerrung ist die Elektronenrückstreubeugung, englisch "Electron Backscatter Diffraction" (EBSD). Mit EBSD werden sehr viele lokale Beugungsmessungen generiert und zusammengefügt, um kleine
Unterschiede und Verläufe sowie lokalen Missorientierungen im Gefüge festzustellen. Ein in der Praxis gängiges EBSD-Auswerteverfahren ist die schon erwähnte Kernel Average Missorientation (KAM), bei der die Orientierung eines Messpunktes mit der der Nachbarpunkte verglichen wird. Unterhalb eines Schwellwerts, der typischerweise bei 5° liegt, werden benachbarte Punkte dem gleichen (verzerrten) Korn zugeordnet. Oberhalb dieses Schwellwerts erfolgt die Zuordnung der benachbarten Punkte zu unterschiedlichen (Sub-)Körnern. Aufgrund des sehr fein ausgeprägten Gefüges wird eine maximale Schrittweite von 100 nm für das EBSD Auswerteverfahren empfohlen. Zur Beurteilung der in dieser Erfindungsmeldung dargestellten Stähle wird die KAM jeweils in Bezug zwischen dem aktuellen Messpunkt und seinem drittnächsten Nachbarpunkt ausgewertet. Ein erfindungsgemäßes Produkt muss dann einen KAM-M ittelwert aus einem Messbereich von mindestens 75 μιτι x 75 μιτι von > 1 ,50°,
vorzugsweise >1 ,55°, aufweisen. Eine nähere Darstellung zur Ermittlung des KAM-Wertes findet sich in Wright, S.I., Nowell, M.M., Fielda, D.A., Review of Strain Analysis Using Electron Backscatter Diffraction, Microsc. Microanal. 17, 201 1 : 316-329.
Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäß beschaffenen warmgewalzten Stahlflachprodukts umfasst mindestens folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer Stahllegierung, deren Zusammensetzung und Varianten voranstehend schon im Zusammenhang mit dem erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukt erläutert worden sind und die demnach folgende Zusammensetzung aufweist (in Gew.-%): 0,1 - 0,3 % C, 1 ,5 - 3,0 % Mn, 0,5 - 1 ,8 % Si, bis zu 1 ,5 % AI, bis zu 0,1 % P, bis zu 0,03 % S, bis zu 0,008 % N, optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe
"Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" mit folgenden Gehalten: 0,1 - 0,3 % Cr, 0,05 - 0,25 % Mo, 0,05 - 2,0 % Ni, 0,01 - 0,06 % Nb, 0,02 - 0,07 % Ti, 0,1 - 0,3 % V, 0,0008 - 0,0020 % B, Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, wie einer Bramme oder
Dünnbramme; c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine Erwärmungstemperatur TWE von 1000 - 1300 °C; d) Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von 1 ,0 - 20 mm, wobei das Warmwalzen bei einer
Warmwalzendtemperatur TET beendet wird, für die gilt
TET > (A3 - 100°C), wobei mit "A3" die jeweilige A3-Temperatur des Stahls bezeichnet ist; e) erstes Abschrecken des Warmbands ausgehend von der
Warnnwalzendtennperatur TET mit einer Abkühlrate 9Q von mehr als 30 K/s auf eine Quench-Temperatur TQ, für die gilt RT < TQ < (TMS + 100°C), wobei mit "RT" die Raumtemperatur und mit "TMS" die Martensitstarttemperatur des Stahls bezeichnet ist und wobei die Martensitstarttemperatur TMS wie folgt bestimmt wird:
TMS [°C] = 462 - 273 %C - 26 %Mn - 13 %Cr - 16 %Ni - 30 %Mo mit (jeweils in Gew.-%) %C = C-Gehalt des Stahls, %Mn = Mn-Gehalt des Stahls, %Cr = Cr-Gehalt des Stahls, %Ni = Ni-Gehalt des Stahls,
%Mo = Mo-Gehalt des Stahls; f) optionales Wickeln des auf die Quench-Temperatur TQ abgeschreckten
Stahlflachprodukts zu einem Coil; g) Halten des auf die Quench-Temperatur TQ abgekühlten Stahlflachprodukts innerhalb eines Temperaturbereichs von TQ - 80°C bis TQ + 80°C über eine Dauer von 0,1 - 48 Stunden; h) Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine Partitioning-Temperatur TP oder Halten des Stahlflachprodukts bei einer Partitioning-Temperatur TP, die mindestens gleich der nach dem Arbeitsschritt g) vorhandenen Temperatur TQ+/-80°C des Stahlflachprodukts ist und höchstens 500 °C beträgt, über eine Partitioning-Zeit tPT von 0,5 - 30 Stunden, wobei im Fall, dass eine Erwärmung stattfindet, die Aufheizrate ΘΡ1 höchstens 1 K/s beträgt; i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur; j) optionales Entzundern des Stahlflachprodukts k) optionales Beschichten des Stahlflachprodukts.
Die erfindungsgemäße prozesstechnische Erzeugung von Warmband ist schematisch in Fig. 1 dargestellt und wird nachfolgend im Detail erläutert.
Arbeitsschritt a): Für die Legierung der erfindungsgemäß erschmolzenen Stahlschmelze und deren Variationsmöglichkeiten gelten selbstverständlich dieselben Hinweise, die voranstehend schon im Zusammenhang mit der Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Produkts gegeben worden sind.
Arbeitsschritt b):
Aus der erfindungsgemäß legierten Schmelze wird ein Vorprodukt gegossen, bei dem es sich typischerweise um eine Bramme oder Dünnbramme handeln wird.
Arbeitsschritt c):
Das Vorprodukt wird auf eine Erwärmungstemperatur TWE erwärmt, die in dem Temperaturbereich liegt, in dem sich im erfindungsgemäßen Stahl Austenit bildet. Die Erwärmungstemperatur TWE der erfindungsgemäßen Stähle sollte beim erfindungsgemäßen Verfahren demnach mindestens 1000 °C betragen, da bei niedrigeren Erwärmungstemperaturen während des folgenden
Warmwalzprozesses zu hohe Verfestigungen auftreten. Gleichzeitig sollte die Erwärmungstemperatur höchstens 1300 °C betragen, um ein partielles
Aufschmelzen der Brammenoberflächen zu vermeiden.
Die Erwärmungstemperatur TWE beträgt bevorzugt mindestens 1 150 °C, weil auf diese Weise Gefügeinhomogenitäten, die beispielsweise durch
Manganseigerungen entstehen könnten, sicher vermieden werden können.
Indem die Erwärmungstemperatur TWE auf max. 1250 °C beschränkt wird, lassen sich die Erwärmung selbst und von diesem Temperaturbereich ausgehende weitere Verfahrensschritte wirtschaftlich betreiben.
Zudem wird durch die Einstellung der Erwärmungstemperatur TWE auf
1 150 - 1250 °C ein definierter Gefügezustand eingestellt und eine gezielte Auflösung von Ausscheidungen erreicht.
Die Erwärmung auf die Temperatur TWE kann in einem konventionellen Stoßoder Hubbalkenofen durchgeführt werden. Bei Anwendung des
erfindungsgemäßen Verfahrens in einer konventionellen
Dünnbrammengießanlage, in der der erfindungsgemäß zusammengesetzte Stahl zu Dünnbrammen mit einer Dicke von typischerweise 40 - 120 mm vergossen wird (s. DE 4104001 A1 ), kann die Erwärmung auch im nach dem Vergießen durchlaufenen, direkt an die Gießanlage angeschlossenen Ofen erfolgen.
Arbeitsschritt d) :
Nach seiner Erwärmung wird das Vorprodukt zu Warmband mit Enddicken zwischen 1 ,0 und 20 mm, bevorzugt zwischen 1 ,5 und 10 mm, warmgewalzt. Abhängig von der zur Verfügung stehenden Anlagentechnik kann das
Warmwalzen ein gegebenenfalls reversierend durchgeführtes Vorwalzen in einem Vorwalzgerüst und ein daran anschließendes Fertigwalzen in einer so genannten Fertigstaffel umfassen, die aus mehreren, typischerweise fünf oder sieben in einer kontinuierlichen Abfolge durchlaufenen Walzgerüsten besteht. Die Endwalztemperatur TET des Warmwalzens ist nach der Maßgabe
TET > (A3 - 100°C) einzustellen. Dabei erweist es sich für die Praxis als vorteilhaft, wenn die Endwalztemperatur TET mindestens gleich der Aß- Temperatur der jeweils verarbeiteten Stahlzusammensetzung oder oberhalb der A3-Temperatur eingestellt wird. So kann es vorteilhaft sein, die
Endwalztemperatur TET im Bereich von 850 - 950 °C einzustellen. Soll jedoch das erfindungsgemäße Verfahren so durchgeführt werden, dass gewisse Anteile an polygonalem Ferrit im Gefüge sicher entstehen, kann dies dadurch erreicht werden, dass Endwalztemperaturen TET gewählt werden, die bis zu 100 °C unterhalb der jeweiligen A3-Temperatur des Stahls liegen. Die Aß- Temperatur der jeweils verarbeiteten Stahlzusammensetzung lässt sich gemäß der von Andrews, J. in Iron and Steel Institute (203), pp. 721 - 727, 1965, veröffentlichten Gleichung (1 ) abschätzen:
A3 [°C] = 910 - 203V%C - 15,2 %Ni + 44,7 %Si + 31 ,5 %Mo - 30 %Mn + 1 1 %Cr mit (jeweils in Gew.-%) %C = C-Gehalt des Stahls, %Ni = Ni-Gehalt des Stahls, %Si = Si-Gehalt des Stahls, %Mo = Mo-Gehalt des Stahls, %Mn = Mn-Gehalt des Stahls, %Cr = Cr-Gehalt des Stahls.
Arbeitsschritt e) :
Nach dem Warmwalzen wird der Stahl in einem ersten Abschreckschritt ausgehend von der Warmwalzendtemperatur TET mit einer hohen Abkühlrate auf eine Quench-Temperatur TQ abgeschreckt.
Die Abkühlrate 9Q beträgt dabei mehr als 30 K/s.
Die bei der Abkühlung angezielte Quench-Temperatur TQ liegt einerseits nicht unterhalb der Raumtemperatur. Andererseits ist sie höchstens 100 °C höher als die Martensitstarttemperatur TMS, bei der die martensitische Umwandlung beginnt.
Die Martensitstarttemperatur TMS kann unter Verwendung der folgenden von van Bohemen entwickelten Gleichung (2) abgeschätzt werden:
TMS [°C] = 462 - 273 %C - 26 %Mn - 13 %Cr - 16 %Ni - 30 %Mo mit %C = C-Gehalt des Stahls, %Mn = Mn-Gehalt des Stahls, %Cr = Cr-Gehalt des Stahls, %Ni = Ni-Gehalt des Stahls, %Mo = Mo-Gehalt des Stahls, jeweils in Gew.-%;
Bei einer oberhalb der Martensitstarttemperatur TMS liegenden Quench- Temperatur TQ würde sich nicht der gewünschte Anteil an Primärmartensit ausbilden. Stattdessen würden zu große Anteile an Ferrit, Perlit oder Bainit entstehen, die jeweils oberhalb der Anteile liegen, die erfindungsgemäß für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt vorgegeben sind. Sind die Anteile an diesen Gefügebestandteilen zu hoch, so wird die Stabilisierung des
Restaustenits während der auf die Abkühlung folgenden Partitioning- Behandlung unterbunden. Zudem würde sich der gebildete Primärmartensit bei der weiteren Abkühlung durch Selbstanlassen so stark entspannen, dass die erfindungsgemäß angestrebten KAM-Werte nicht erreicht würden. Darüber hinaus kann es bei Quench-Temperaturen TQ oberhalb der erfindungsgemäß vorgegebenen Grenze von TMS + 100 °C vermehrt zu Inhomogenitäten und somit zu Seigerungen einzelner Elemente kommen, die wiederum zur
Ausbildung von unerwünschtem zeiligen Gefüge führen könnten.
Eine hinsichtlich der angestrebten Umformbarkeit des Endproduktes optimale Ausprägung des Gefüges kann somit insbesondere im Hinblick auf den sich bei der Abschreckung bildenden Primärmartensit dadurch erreicht werden, dass die Quench-Temperatur TQ um höchstens 100 °C größer ist als die
Martensitstarttemperatur TMS und mindestens gleich der
Martensitstarttemperatur TMS - 250 °C ist, dass also gilt:
(TMS - 250 °C) < TQ < (TMS + 100 °C).
Als besonders günstig hat sich hier eine Quench-Temperatur TQ zwischen der Martensitstarttemperatur TMS und der Martensitstarttemperatur TMS -150 °C ((TMS -150 °C) < TQ < TMS) erwiesen.
Soll allerdings ein maximaler Martensitgehalt im Gefüge des
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts erzielt werden, kann es auch
zweckmäßig sein, als Quench-Temperatur TQ niedrige Temperaturen, wie eine im Bereich der Raumtemperatur liegende Temperatur zu wählen.
Arbeitsschritt f) Optional kann das auf die Quench-Temperatur TQ abgeschreckte
Stahlflachprodukt nach dem Arbeitsschritt e) zu einem Coil gewickelt werden, um die Temperaturkonstanz und -homogenität im gesamten Material zu gewährleisten.
Jedoch ist dabei zu beachten, dass die Temperatur des Stahlflachprodukts dabei um höchstens 80 °C unter die Quench-Temperatur TQ sinken darf.
Arbeitsschritt g) :
Nach der Abkühlung wird das auf die Quench-Temperatur TQ abgekühlte warmgewalzte Stahlflachprodukt über eine Dauer von 0,1 - 48 Stunden in einem Temperaturbereich von TQ - 80 °C bis TQ + 80 °C gehalten, um die gezielten Umwandlungen sowie bei Einsatz der Mikrolegierungselemente die Bildung von fein verteilten Karbiden zu gewährleisten.
Ziel dieses Arbeitsschritts ist die Ausbildung eines martensitischen Gefüges, welches bis zu 15-Vol.-% Restaustenit enthalten kann. Praktische Versuche haben hier gezeigt, dass sich bei Warmbändern aus dem erfindungsgemäß vorgegebenen Stahl in der Regel bereits bei Haltezeiten von bis zu 2,5 Stunden regelmäßig dieses Ergebnis einstellt. Daher kann es im Hinblick auf die
Energieausnutzung zweckmäßig sein, die Haltezeit auf max. 2,5 Stunden zu beschränken, wobei längere Haltezeiten unschädlich sind und daher gewählt werden, wenn dies unter Berücksichtigung der zur Verfügung stehenden Anlagentechnik oder deren Belegung sinnvoll ist. Als zweckmäßig erwiesen haben sich darüber hinaus Haltezeiten von mindestens 1 Stunde, um eine vollständige Temperaturhomogenität des Materials und damit einhergehend die Bildung von bis zu 15 Vol.-% betragenden Restaustenitanteils im
martensitischen Gefüges zu erreichen. Das Halten innerhalb des Temperaturbereichs von TQ -80 °C bis TQ +80 °C kann sowohl isotherm, also bei konstanter Temperatur, als auch nicht-isotherm, d.h. bei sinkender oder steigender bzw. pendelnder Temperatur erfolgen.
Kommt es während des Haltens zu einer anlagenbedingten Abkühlung, beträgt die maximal zulässige Abkühlrate 0,05 K/s.
Die während des Haltens stattfindenden Umverteilungs- und
Umwandlungsvorgänge können jedoch auch exotherm ablaufen, so dass Umwandlungswärme frei wird, die zu einer Erhöhung der Temperatur des Stahlflachprodukts führt. Die Umwandlungswärme wirkt dann einer möglichen Abkühlung entgegen. Die Selbst-Aufheizraten für diese nicht-isotherme
Gefügeentwicklung liegen bei maximal 0,01 K/s.
Die Rate, mit der es während des Haltens zu Temperaturveränderungen kommt, liegt damit ausgehend von der jeweiligen Quench-Temperatur TQ typischerweise im Bereich von -0,05 K/s bis +0,01 K/s.
Die Haltebedingungen müssen so gewählt werden, dass das vorgegebene Temperaturfenster von TQ +/-80 °C trotz der sich einstellenden
Temperaturveränderungen nicht verlassen wird.
Arbeitsschritt h) :
Das Ziel dieses Arbeitsschritts, der auch als "Partitioning" bezeichnet wird, ist die Einstellung eines Gefüges mit Martensit, angelassenem Martensit und gegebenenfalls Restaustenit.
Im Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt ausgehend von seiner nach dem Arbeitsschritt g) eingestellten Temperatur auf eine Partitioning-Temperatur TP gebracht oder, wenn die Partitioning-Temperatur TP im um +/- 80°C um die Quench-Temperatur TQ schwankenden Bereich liegt, dort gehalten, um den Restaustenit mit Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit anzureichern.
Die Partitioning-Temperatur TP sollte vorteilhafterweise mindestens so hoch sein wie die Quench-Temperatur TQ, bevorzugt jedoch mindestens 50 °C höher, insbesondere mindestens 100 °C höher, liegen.
Ist die Partitioning-Temperatur TP kleiner als die nach dem Arbeitsschritt g) vorhandene Temperatur (Quench-Temperatur TQ +/-80 °C), so ist die
Kohlenstoffmobilität zu gering, um eine Stabilisierung des Restaustenits zu bewirken. Zudem tritt der Anlasseffekt des Primärmartensits nicht im
gewünschten Maße auf.
Die Partitioning-Temperatur TP beträgt für die erfindungsgemäßen Stähle maximal 500 °C, insbesondere maximal 470 °C, um den optimalen
Anlasszustand zu erreichen.
Die Partitioning-Zeit tPT beträgt zwischen 30 Minuten und 30 Stunden, um eine ausreichende Umverteilung des Kohlenstoffs zu ermöglichen, ohne dass es zum Zerfall des im Gefüge vorhandenen Restaustenits kommt.
Die Partitioning-Zeit tPT setzt sich hierbei aus der für den Aufheizvorgang benötigten Zeit tPR (Aufheizrampe) und der für das isotherme Halten vorgesehenen Zeit tPI zusammen, wobei tPI auch Null sein kann.
Die Anteile der Zeiten tPR und tPI an der Partitioning-Zeit tPT sind variabel, solange die erfindungsgemäß vorgegebene Gesamt-Partioning-Zeit tPT eingehalten wird.
Erfolgt die Erwärmung im Arbeitsschritt h) bei zu einem Coil gewickelten Stahlflachprodukt, erfolgt das Aufheizen des Warmbandes optimalerweise mit einer Aufheizrate ΘΡ1 von bis zu 1 K/s. Aufheizraten ΘΡ1 unter 0,005 K/s erscheinen nicht praxisgerecht. Bei Aufheizraten ΘΡ1 > 1 K/s können unzulässige Unterschiede in der Temperatur zwischen äußeren, mittleren und inneren Windungen des aufgewickelten Warmbandes auftreten. Diese
Unterschiede sollten maximal 85 °C betragen, um homogene
Materialeigenschaften über die gesamte Länge des erfindungsgemäß erzeugten warmgewalzten Stahlflachprodukts zu gewährleisten.
Die Bildung von Perlit und der Zerfall von Restaustenit werden durch eine angepasste Haltezeit bei einer definierten Temperatur gezielt unterdrückt.
Als prozesstechnisch vorteilhaft hat es sich herausgestellt, wenn die Zeit tPI gleich null ist. In diesem Fall wird das gewünschte Gefüge alleine während des Aufheizvorgangs, d.h. in der Zeit tPR, eingestellt.
Wie schon erwähnt, kann die Partitioning-Temperatur auch gleich der
Temperatur sein, die das Stahlflachprodukt nach dem Arbeitsschritt g) aufweist (Quench-Temperatur TQ+/-80°C), so dass keine Zeit tPR für ein Aufheizen des Stahlflachprodukts anfällt.
Das Partitioning (Arbeitsschritt h) erfolgt bevorzugt batchweise in einer
Haubenglühe, die ein langsames Aufheizen des in diesem Fall notwendig zu einem Coil aufgewickelten Warmbandes ermöglicht.
Aus dem Glühen in einer Haubenglühe ergeben sich folgende Vorteile:
Während des Aufheizens treten geringere Temperaturgradienten auf, wodurch eine homogenere Durchwärmung des Materials erfolgt. Die maximale
Aufheizrate richtet sich einerseits nach der Zieltemperatur und andererseits nach dem jeweiligen Einsatzgewicht in der Haube. Wird zu schnell aufgeheizt, ist das Band nicht vollständig gleichmäßig durchwärmt. Das führt zu einem ungleichmäßigen Gefüge, insbesondere zu einer unterschiedlichen
Martensitmorphologie, die das weitere Partitioning Verhalten und damit das Endgefüge beeinflusst. Dies ist insbesondere bei Aufheizaggregaten der Fall, die direkt in das Warmbandwerk integriert sind (Contiglühen oder lnduktions-ln- line-Glühen wie z.B. bei US 2014/0299237). Ein ungleichmäßiges Gefüge führt zu einer schlechten Verformbarkeit, insbesondere zu einer schlechteren Lochaufweitung.
Das langsame Aufheizen hingegen führt zu einer gleichmäßigen
Kohlenstoffumverteilung aus dem Martensit in den Austenit, wodurch einerseits die unerwünschte Bildung von groben Karbiden vermieden wird und
andererseits der Anteil an kohlenstoffangereichertem Austenit im Endgefüge eingestellt werden kann. Zu schnelles Aufheizen verursacht eine Aufstauung des Kohlenstoffs an kristallographischen Defekten, wie z.B. Phasengrenzen und Versetzungen, und begünstigt somit die Ausscheidung von
Übergangskarbiden und/oder Zementit. Dies führt zur Verringerung des Anteils an Kohlenstoff, der während des Partitioning Schrittes für die Stabilisierung des Austenits zur Verfügung steht und somit zu einem ungleichmäßigen Gefüge. Die Einstellung der an die Kinetik der Kohlenstoffumverteilung angepassten Aufheizbedingungen während des Partitioning Schrittes ermöglicht somit die Einstellung eines gleichmäßigen Gefüges mit verbesserten
Umformeigenschaften, insbesondere mit verbesserter Lochaufweitung.
Die maximale Aufheizrate ΘΡ1 während des Partitioning Schrittes beträgt für die Einstellung gleichmäßiger Eigenschaften sowohl über Länge als auch Breite des Stahlflachprodukts 1 K/s, bevorzugt 0,075 K/s, da andernfalls lokale Ungleichmäßigkeiten verbunden mit verringerten Umformeigenschaften, insbesondere einer verschlechterten Lochaufweitung, auftreten. Besonders günstig ist es, wenn die Aufheizung mit einer Aufheizrate ΘΡ1 von maximal 0,03 K/s erfolgt, um eine optimale Homogenität des Endgefüges und damit beste Lochaufweitungs- und Dauerfestigkeitseigenschaften zu gewährleisten. Die minimale Aufheizrate ΘΡ1 liegt aus Gründen der Wirtschaftlichkeit bei 0,005 K/s, bevorzugt 0,01 K/s.
Ein weiterer Vorteil des Einsatzes einer Haubenglühung besteht darin, dass die jeweils angezielten Glühtemperaturen exakter eingestellt werden können als in Durchlaufglühöfen. Die Glühung erfolgt zudem in einem Schutzgasgemisch, wodurch eine schädliche Beeinflussung der Warmbandoberfläche, z. B.
Oxidation, vermieden werden kann. Als Schutzgas werden Wasserstoff, Stickstoff sowie Mischungen aus Wasserstoff und Stickstoff verwendet.
Überdies erlaubt das Partitioning in einer separaten Haubenglühe die
Taktzeitentkopplung zum Warmwalzwerk. Dies ermöglicht eine bessere Ausnutzung der Warmwalzkapazitäten.
Im Fall des Einsatzes einer Haubenglühe im Arbeitsschritt h) sollte der
Transport des Stahlflachprodukts in die Haubenglühe innerhalb des
Arbeitsschritts g) unter Berücksichtigung der voranstehend in Bezug auf die Einhaltung der Temperatur TQ erläuterten Maßgaben erfolgen.
Nach dem Arbeitsschritt h) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Abkühlung im Arbeitsschritt i) sollte mit einer Abkühlrate ΘΡ2 von maximal 1 K/s erfolgen, um die Verspannung im
Stahlflachprodukt kontrollieren zu können. Aus Gründen der Wirtschaftlichkeit kann eine minimale Abkühlgeschwindigkeit von 0,01 K/s angewendet werden.
Es versteht sich von selbst, dass das Stahlflachprodukt, falls es in Bandform vorliegt und im optionalen Arbeitsschritt f) zu einem Coil aufgewickelt wurde, nun abgewickelt und aus logistischen Gründen in so genannte Bandbleche aufgeteilt werden kann.
Abhängig vom jeweils vorgesehenen Verwendungszweck kann es zweckmäßig sein, das erfindungsgemäße erhaltene oder beschaffene Stahlflachprodukt einer Oberflächenbehandlung, wie einer Entzunderung, einem Beizen oder desgleichen zu unterziehen.
Ebenso kann es zweckmäßig sein, das Stahlflachprodukt in an sich bekannter Weise mit einer metallischen Beschichtung zum Schutz gegen Korrosion zu versehen. Dies kann beispielsweise durch elektrolytisches Verzinken erfolgen.
Die Verarbeitung eines erfindungsgemäßen bzw. erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts erfolgt im warmgewalzten Zustand. Dies erlaubt Dicken des Stahlflachprodukts von 1 mm und mehr, wobei typische Dicken im Bereich von 1 ,5 - 10 mm liegen.
Das erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukt eignet sich dabei besonders zum strukturellen Leichtbau, da die höhere Festigkeit eine
Verringerung der Materialstärke ermöglicht. Herkömmliche höher- und höchstfeste Güten sind hierbei für stärker umgeformte Teile nicht geeignet, da ihnen die notwendige Umformbarkeit fehlt.
Darüber hinaus ermöglicht das erfindungsgemäß beschaffene Stahlflachprodukt eine Bauteilintegration, da durch die gute Umformbarkeit trotz hoher Festigkeit die Möglichkeit besteht, mehrere Bauteile einer Baugruppe durch ein Bauteil aus erfindungsgemäßem warmgewalzten Stahlflachprodukt zu ersetzen.
Insbesondere für Fahrwerksteile von Kraftfahrzeugen ist zudem die erhöhte Lochaufweitung vorteilhaft, welche die Ausformung von Durchstellungen wesentlich erleichtert. Eine zu geringe Lochaufweitung galt bei bislang verfügbaren Güten im Festigkeitsbereich von über 800 MPa als
Ausschlusskriterium für die Anwendung für Fahrwerksteile. Die bei
Fahrwerksteilen typische zyklische Belastung setzt voraus, dass das Material darüber hinaus idealerweise eine gute Dauerfestigkeit aufweist.
Weiterhin ermöglicht die verbesserte Umformbarkeit bei aus Leichtbaugründen verringerter Materialstärke neue Bauteilgeomethen.
Die Vorteile erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte können im Kraftfahrzeug auch in den Bereichen Antriebsstrang sowie für Interieur- und Getriebeteile genutzt werden.
In der metallverarbeitenden Industrie können die mechanischen Eigenschaften erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte zum Leichtbau von Stanzteilen eingesetzt werden. Auch die Bauteilintegration birgt hier die Möglichkeit, Fügeoperationen einzusparen und somit zugleich die Fertigungssicherheit zu erhöhen und Kostenvorteile zu generieren.
Ein Einsatz der erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte in der Bauindustrie ist ebenfalls vorteilhaft, da sie bei hoher Festigkeit eine verbesserte Umformbarkeit aufweisen. Ferner verfügen sie über ein erhöhtes Streckgrenzenverhältnis im Vergleich zu anderen Stahlflachprodukten im vergleichbaren Festigkeitsniveau. Diese Eigenschaften gewährleisten eine verbesserte Bauwerksstabilität unter unvorhergesehenen Lastfällen wie Erdbeben, Impactlasten oder Überschreitung der konstruktiv vorhergesehenen Maximalbelastung.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
In den nachfolgend erläuterten Tabellen sind die nicht erfindungsgemäßen Beispiele mit einem "*" gekennzeichnet, wobei außerhalb der
erfindungsgemäßen Vorgaben liegende Werte der betreffenden Beispiele unterstrichen sind.
Zur Erprobung der Erfindung sind Versuchsschmelzen A - O mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erschmolzen worden. In Tabelle 2 sind für die Stähle A - O die gemäß Gleichung (1 ) bestimmten A3- und die gemäß Gleichung (2) bestimmten Martensitstarttemperaturen TMS angegeben.
Für 47 Versuche sind die Schmelzen A - O zu Brammen vergossen worden, die anschließend jeweils auf eine Wiedererwärmungstemperatur TWE erwärmt worden sind. Die so erwärmten Brammen sind dann in konventioneller Weise zu Warmband mit einer Dicke von 2 - 3 mm gewalzt worden, wobei das
Warmwalzen in an sich ebenso bekannter Weise ein Vorwalzen und ein
Fertigwalzen umfasst hat und bei jeweils einer Warmwalzendtemperatur TET beendet worden ist.
Innerhalb von maximal 5 s nach Ende des Warmwalzens, d.h. im technischen Sinne direkt nach dem Warmwalzen, sind die erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder mit jeweils einer Abkühlrate 9Q auf jeweils eine Quench- Temperatur TQ abgeschreckt worden, bei der sie anschließend für eine Dauer tQ gehalten worden sind. Diejenigen Warmbänder, die später einer
Haubenglühung unterzogen worden sind, sind zwischen dem Abschrecken und dem Halten zu einem Coil gewickelt worden.
Nach dem Halten sind die Warmbänder mit einer Aufheizrate ΘΡ1 über eine Dauer tPR auf jeweils eine Partitioning-Temperatur TP erwärmt und dort für eine Dauer tPI gehalten worden.
Schließlich sind die in den Versuchen 1 - 47 erhaltenen Warmbänder auf Raumtemperatur abgekühlt worden.
Die Parameter Wiedererwärmungstemperatur "TWE", Warmwalzendtemperatur "TET", Abkühlrate "0Q", Quench-Temperatur "TQ", Halte-Dauer "tQ",
Aufheizrate "ΘΡ1 ", Halte-Dauer "tPI", Partitioning-Temperatur "TP" und Aufheiz- Dauer "tPR" sind für jeden der Versuche 1 - 47 in Tabelle 3 angegeben. Zusätzlich ist in der Tabelle 3 für jeden der Versuche das dabei für die
Partitioning-Behandlung (Arbeitsschritt h)) eingesetzte Aggregat und die jeweilige Differenz zwischen der Quenching-Temperatur TQ und der
Partitioning-Temperatur TP genannt. Bei Verwendung einer Haubenglühe ist zudem jeweils angegeben, ob diese zur Erhöhung ("heizen") der Temperatur oder zum Konstanthalten ("halten") der Temperatur verwendet wurde.
Die nach der Fertigung vorhandenen mechanisch-technologischen
Eigenschaften "Dehngrenze RP0,2", "Zugfestigkeit Rm", "Verhältnis
RP0,2/Rm", "Dehnung A" und "Lochaufweitungswert λ der in den Versuchen 1 - 47 erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder sind in Tabelle 4 angegeben.
In Tabelle 5 sind die Anteile an polygonalem Ferrit "pF", nichtpolygonalem Ferrit "npF", angelassenem Martensit "AM", Zementit "Z", Restaustenit "RA", nicht angelassener Martensit "M" und Bainit "B" im Gefüge sowie der KAM-Wert der bei den Versuchen 1 - 47 erhaltenen Warmbänder wiedergegeben.
Beim nicht erfindungsgemäßen Versuch 7 ist der für die Lochaufweitung erfindungsgemäß geforderte Wert nicht erreicht worden, da das Quenchen bei zu hohen Temperaturen abgebrochen worden ist.
Dagegen haben die Versuche 3 - 6 eine Erhöhung der Lochaufweitung um 7 % bis 38 % gegenüber dem nicht erfindungsgemäßen Vergleichsversuch 7 unter gleichzeitiger Vermeidung eines zu hohen Anteils an Bainit ergeben. So waren bei den Versuchen 3 - 5 nur Spuren von Bainit und beim Versuch 6 10
Flächen-% Bainit vorhanden, wogegen beim Versuch 7 im Gefüge 20 Flächen- % Bainit vorlagen.
Die Versuche 1 1 - 13 zeigen die Notwendigkeit, oberhalb der A3 Temperatur zu walzen und eine ausreichend lange Haltezeit tQ einzuhalten. Mit den Schmelzen D und E ist es gelungen, ein Material mit einer Festigkeit von 1028 - 1500 MPa und einer Lochaufweitung von 22 - 87 % zu erzeugen.
Allerdings führen die Fertigungsparameter beim nicht erfindungsgemäßen Versuch 24 zur Bildung eines zu hohen Anteils an Bainit.
Mit der nicht erfindungsgemäßen Schmelze F konnte trotz ausreichend langer Haltezeit (siehe Versuch 29) die Bildung von Zementit nicht verhindert werden.
Die Schmelze M weist als Beispiel für eine Variante mit optimierter
Oberflächenqualität einen abgesenkten Si-Gehalt bei einem gleichzeitig angehobenen AI-Gehalt auf. Bei gleichzeitig niedriger TET (siehe Versuch 45) bildet sich im Gefüge ein Anteil von 5 Flächen-% polygonalem Ferrit, wodurch sich niedrige Streckgrenzen bei gleichzeitig guter Lochaufweitung darstellen lassen.
Während die Schmelzen A-M und O unter konventionellen betrieblichen Bedingungen erzeugt wurden, wurde Schmelze N als Laborschmelze im Vakuumofen erzeugt. Mit der hochreinen Schmelze N ist es gelungen, ein Material mit sehr guter Lochaufweitung zu erzeugen (siehe Versuch 46).
Der Versuch 47 mit der Schmelzanalyse O zeigt, dass bei Einhaltung aller Fertigungsparameter ein Material mit gerade noch ausreichenden Werten für die Dehnung und die Lochaufweitung gefertigt werden kann.
Tabelle 1
Figure imgf000031_0001
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
* = nicht erfindungsgemäß
* = nicht erfindungsgemäß
Tabelle 3
TWE TET 9Q TQ tQ ΘΡ1 tPI TP tPR TP-TQ GlühErfindungs¬
Versuch Schmelze
[°C] [°C] [K/s] [°C] [s] [K/s] [s] [°C] [s] [°C] aggregat gemäß?
1 A 1230 910 45 345 3000 0,075 10800 410 867 65 Haubenglühe (heizen) NEIN
2 A 1230 920 50 295 950 0,03 10200 425 4333 130 Haubenglühe (heizen) NEIN
3 B 1250 900 50 195 4500 0,05 18600 300 2100 105 Haubenglühe (heizen) JA
4 B 1240 890 50 205 7200 0,08 14200 450 3063 245 Haubenglühe (heizen) JA
5 B 1250 905 45 255 5400 0,04 16000 400 3625 145 Haubenglühe (heizen) JA
6 B 1270 900 40 345 6300 0,02 18400 350 250 5 Haubenglühe (halten) JA
7 B 1250 905 38 475 12600 - =tQ 395 - -80 Haubenglühe (halten) NEIN
8 B 1 160 845 52 165 2400 0,02 85200 280 5750 1 15 Haubenglühe (heizen) JA
9 B 1230 910 62 325 4100 _L5 2200 385 24 60 Contiglühe NEIN
10 C 1240 850 37 350 9000 0,02 14500 425 3750 75 Haubenglühe (heizen) JA
1 1 C 1230 890 43 245 3500 0,03 21300 400 5167 155 Haubenglühe (heizen) JA
12 C 1240 895 51 195 8500 0,04 21600 410 5375 215 Haubenglühe (heizen) JA
13 C 1210 915 58 265 0 5 14800 400 27 135 Contiglühe NEIN
14 D 1250 920 25 350 12100 - =tQ 350 - 0 Haubenglühe (halten) NEIN
15 D 1250 920 41 320 5500 0,025 21900 405 3400 85 Haubenglühe (heizen) JA
16 D 1250 920 48 290 3100 0,045 12300 450 3556 160 Haubenglühe (heizen) JA
17 D 1 180 880 58 28 19900 0,01 12700 255 22700 227 Haubenglühe (heizen) JA
18 D 1230 905 42 25 3000 0,01 12800 445 42000 420 Haubenglühe (heizen) JA
19 D 1200 910 41 290 160000 0,06 12500 395 1750 105 Haubenglühe (heizen) JA
20 D 1250 890 48 380 8700 - 12900 400 - 20 Haubenglühe (halten) JA
21 E 1200 910 35 335 7900 0,03 21500 390 1833 55 Haubenglühe (heizen) JA
22 E 1 190 895 42 295 4050 0,06 14400 420 2083 125 Haubenglühe (heizen) JA
23 E 1220 890 50 240 6020 0,04 14900 405 4125 165 Haubenglühe (heizen) JA
24 E 1210 895 42 365 10500 0,03 8900 525 5333 160 Haubenglühe (heizen) NEIN
Tabelle 3
TWE TET 9Q TQ tQ ΘΡ1 tPI TP tPR TP-TQ GlühErfindungs¬
Versuch Schmelze
[°C] [°C] [K/s] [°C] [s] [K/s] [s] [°C] [s] [°C] aggregat gemäß?
25 E 1250 855 35 26 7200 0,03 21500 455 14300 429 Haubenglühe (heizen) JA
26 E 1260 895 42 170 4200 0,06 14400 245 1250 75 Haubenglühe (heizen) JA
27 E 1210 915 50 230 6700 0,04 14900 450 5500 220 Haubenglühe (heizen) JA
28 E 1270 920 42 375 2200 0,075 19400 390 200 15 Haubenglühe (halten) JA
29 F 1250 925 35 350 19900 - =tQ 370 - 20 Haubenglühe (halten) NEIN
30 F 1250 925 46 275 3000 0,03 16400 400 4167 125 Haubenglühe (heizen) NEIN
31 G 1240 920 39 305 160000 0,07 12300 395 1286 90 Haubenglühe (heizen) JA
32 G 1220 900 37 315 8700 0,035 12600 380 1857 65 Haubenglühe (heizen) JA
33 G 1250 915 31 525 7200 -0,02 13100 405 6000 -120 ohne NEIN
34 H 1240 900 36 325 4200 0,04 12300 415 2250 90 Haubenglühe (heizen) JA
35 H 1210 895 24 365 6700 0,02 12100 395 1500 30 Haubenglühe (heizen) NEIN
36 H 1220 890 35 335 170000 0,01 12700 380 4500 45 Haubenglühe (heizen) JA
37 I 1240 905 41 315 8400 0,01 12800 375 6000 60 Haubenglühe (heizen) NEIN
38 J 1230 910 45 260 7100 0,06 12500 400 2333 140 Haubenglühe (heizen) JA
39 K 1240 905 37 315 9300 0,035 12600 450 3857 135 Haubenglühe (heizen) JA
40 K 1250 915 42 345 2450 0,02 0 405 3000 60 Haubenglühe (heizen) JA
41 L 1260 850 35 290 123000 - =tQ 260 - -30 Haubenglühe (halten) JA
42 L 1 160 920 46 340 2350 0,03 10200 405 2167 65 Haubenglühe (heizen) JA
43 L 1240 910 39 390 4500 - 17100 390 - 0 Haubenglühe (halten) JA
44 L 1230 915 37 45 7200 0,03 21500 245 6667 200 Haubenglühe (heizen) JA
45 M 1200 795 39 331 8000 0,02 22000 395 3200 64 Haubenglühe (heizen) JA
46 N 1 150 950 45 345 2300 0,03 1 1000 410 2167 65 Haubenglühe (heizen) JA
47 0 1220 910 52 310 7500 0,07 15000 440 1857 130 Haubenglühe (heizen) JA
Tabelle 4
A λ Erfindungs¬
Versuch Schmelze Rp02 Rm
rMPal [MPa] Rp02 / Rm
[%] m gemäß?
1 A 601 1 128 0,53 14,5 16 NEIN
2 A 759 1 134 0,67 12,8 II NEIN
3 B 1281 1482 0,85 7,9 34 JA
4 B 1 125 1214 0,93 10,2 43 JA
5 B 1 177 1317 0,89 8,8 55 JA
6 B 1027 1325 0,78 9 23 JA
7 B 807 1270 0,64 12,7 II NEIN
8 B 1210 1446 0,84 9,2 27 JA
9 B 1 170 1345 0,87 35 NEIN
10 C 865 1220 0,71 16,2 32 JA
1 1 C 1090 1380 0,79 13,1 27 JA
12 C 1209 1412 0,86 10,9 23 JA
13 C 1232 1441 0,85 5J) 31 NEIN
14 D 690 1253 0,55 13,2 13 NEIN
15 D 974 1 124 0,87 12 54 JA
16 D 876 1056 0,83 15,6 47 JA
17 D 1299 1500 0,87 9, 1 22 JA
18 D 1052 1 102 0,95 12,7 36 JA
19 D 1 178 1241 0,95 1 1 55 JA
20 D 1054 1 149 0,92 13,3 49 JA
21 E 836 1 187 0,7 16,8 34 JA
22 E 851 1072 0,79 14 56 JA
23 E 913 1059 0,86 12,3 67 JA
Tabelle 4
λ Erfindungs¬
Versuch Schmelze RpQ2 Rm A
rMPal [MPa] Rp02 / Rm
[%] I%1 gemäß?
24 E 680 1015 0,67 17,1 16 NEIN
25 E 975 1028 0,95 12,3 41 JA
26 E 1189 1431 0,83 9 66 JA
27 E 1028 1064 0,97 12,4 51 JA
28 E 999 1059 0,94 11,9 87 JA
29 F 945 1104 0,86 5J 18 NEIN
30 F 1067 1189 0,90 4,9 43 NEIN
31 G 857 1017 0,84 12,7 49 JA
32 G 821 1043 0,79 13,5 38 JA
33 G 457 984 0,46 11,3 5 NEIN
34 H 868 1109 0,78 14 63 JA
35 H 523 1061 0,49 15,9 7 NEIN
36 H 824 1197 0,69 13,6 29 JA
37 I 670 965 0,69 10,8 II NEIN
38 J 1043 1267 0,82 9,5 47 JA
39 K 804 1029 0,78 14,1 25 JA
40 K 871 1040 0,84 11,2 22 JA
41 L 1209 1420 0,85 8,1 24 JA
42 L 1043 1107 0,94 11,4 48 JA
43 L 935 1071 0,87 8,6 42 JA
44 L 1211 1396 0,87 7,1 21 JA
45 M 822 1176 0,7 17,2 29 JA
46 N 1055 1121 0,94 9,8 51 JA
47 0 1194 1221 0,98 7,2 27 JA
Tabelle 5
npF AM Z RA M B KAM Erfindungs
Versuch Schmelze PF
[Flächen-%] [Flächen-%] [Flächen-%] [Flächen-%] [Vol.-%] [Flächen-%] [Flächen-%] Π gemäß?
1 A 0 20 65 - 8,5 5 Sp. 1,19 NEIN
2 A 0 25 70 - 4,5 0 Sp. 1,14 NEIN
3 B 0 0 80 - 1 16 Sp. 1,51 JA
4 B 0 0 80 - 0 19 Sp. 1,53 JA
5 B 0 0 75 - 2 21 Sp. 1,54 JA
6 B 0 0 65 - 0 24 10 1,5 JA
7 B 0 0 60 - 10,5 9,5 20 1,48 NEIN
8 B 0 0 85 - 2 13 Sp. 1,62 JA
9 B 0 0 30 - 2,5 65 Sp. 1,57 NEIN
10 C 5 0 65 - 5 20 5 1,5 JA
11 C 0 0 80 - 8 10 Sp. 1,53 JA
12 C 0 0 85 - 4,5 10 Sp. 1,56 JA
13 C 0 0 35 - 0 65 Sp. 1,49 NEIN
14 D 20 0 35 - 8,5 20,5 15 1,42 NEIN
15 D 0 0 70 - 3 25 Sp. 1,55 JA
16 D 0 0 75 - 0 25 0 1,51 JA
17 D 0 0 75 5,00 3,5 15 0 1,5 JA
18 D 0 0 85 - 1,5 13 Sp. 1,56 JA
19 D 0 0 75 - 5,5 15 2 1,6 JA
20 D 0 0 60 Sp. 1,5 25 12 1,58 JA
21 E 0 0 60 - 7,5 30 Sp. 1,51 JA
22 E 0 0 75 - 2 20 Sp. 1,54 JA
23 E 0 0 85 - 0 15 0 1,57 JA
Tabelle 5
npF AM Z RA M B KAM Erfindungs
Versuch Schmelze PF
[Flächen-%] [Flächen-%] [Flächen-%] [Flächen-%] [Vol.-%] [Flächen-%] [Flächen-%] [°] gemäß?
24 E 0 Sp. 35 Sp. 1,5 38 25 1,37 NEIN
25 E 0 3 65 - 1,5 30 0 1,53 JA
26 E 0 0 80 - 2 15 Sp. 1,61 JA
27 E 0 0 70 Sp. 10,5 15 2 1,52 JA
28 E 0 0 70 - 2 15 13 1,53 JA
29 F 0 5 35 15 4,5 20 20 1,45 NEIN
30 F 0 Sp. 60 5 6 20 7 1,47 NEIN
31 G 0 0 75 Sp. 8,5 15 Sp. 1,53 JA
32 G 0 0 70 - 5,5 23 Sp. 1,51 JA
33 G 20 0 0 Sp. 6 30 42 1,38 NEIN
34 H 0 0 50 - 8 38 4 1,53 JA
35 H 25 0 5 Sp. 6,5 60 Sp. 1,32 NEIN
36 H 0 0 50 Sp. 11,5 37 Sp. 1,51 JA
37 I 18 0 55 - 1,5 20 5 1,41 NEIN
38 J 3 0 70 Sp. 3 20 2 1,62 JA
39 K 0 Sp. 60 - 4,5 35 0 1,51 JA
40 K 0 2 50 - 1,5 46 Sp. 1,55 JA
41 L 10 Sp. 75 2,50 1 10 Sp. 1,5 JA
42 L 0 0 60 Sp. 8,5 30 0 1,55 JA
43 L 0 0 70 - 2,5 25 Sp. 1,52 JA
44 L 0 0 85 Sp 0,5 12 Sp. 1,57 JA
45 M 0 5 60 - 6 27 Sp. 1,52 JA
46 N 0 0 75 - 5 20 0 1,63 JA
47 0 0 0 82 - 1 13 Sp. 1,5 JA

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1 . Warmgewalztes Stahlflachprodukt bestehend aus einem Stahl mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%):
C: 0,1 - 0,3 %
Mn: 1 ,5 - 3,0 %
Si: 0,5 - 1 ,8 %
AI: bis zu 1 ,5 %
P: bis zu 0,1 %
S: bis zu 0,03 %
N: bis zu 0,008 %
optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe "Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" mit folgenden Gehalten:
Cr: 0,1 - 0,3 %
Mo: 0,05 - 0,25 %
Ni: 0,05 - 2,0 %
Nb: 0,01 - 0,06 %
Ti: 0,02 - 0,07 %
V: 0,1 - 0,3 %
B: 0,0008 - 0,0020 %
Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen,
- wobei das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit Rm von
800 - 1500 MPa, eine mehr als 700 MPa betragende Dehngrenze Rp, eine 7 - 25 % betragende Bruchdehnung A und eine Lochaufweitung λ von mehr als 20 % aufweist,
- wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts zu mindestens 85 Flächen-% aus Martensit, von dem mindestens die Hälfte angelassener Martensit ist, wobei der jeweils verbleibende Rest des Gefüges aus bis zu 15 Vol. - % Restaustenit, aus bis zu 15 Flächen-% Bainit, aus bis zu 15 Flächen- % polygonalem Ferrit, aus bis zu 5 Flächen-% Zementit und/oder aus bis zu 5 Flächen-% nichtpolygonalem Ferrit besteht, und
- wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts eine Kernel Average
Missorientation "KAM" aufweist, die mindestens 1,50° beträgt.
2. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 , d a d u r c h
gekennzeichnet, dass sein AI-Gehalt höchstens 0,03 Gew.-% beträgt.
3. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt mindestens 1 ,0 Gew.-% beträgt.
4. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 , d a d u r c h
gekennzeichnet, dass sein AI-Gehalt mindestens 0,5 Gew-% beträgt.
5. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt höchstens 1,1 Gew.-% beträgt.
6. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche 1, dadurch gekennzeichnet, dass es mindestens 1,0 mm dick ist.
7. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der voranstehenden
Ansprüche beschaffenen Stahlflachprodukts umfassend folgende
Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer Stahllegierung mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%):
C: 0,1 - 0,3 %
Mn: 1 ,5 - 3,0 %
Si: 0,5 - 1 ,8 %
AI: bis zu 1 ,5 %
P: bis zu 0,1 %
S: bis zu 0,03 %
N: bis zu 0,008 %
optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe
"Cr,Mo,Ni,Nb,Ti,V,B" mit folgenden Gehalten:
Cr: 0,1 - 0,3 %
Mo: 0,05 - 0,25 %
Ni: 0,05 - 2,0 %
Nb: 0,01 - 0,06 %
Ti: 0,02 - 0,07 %
V: 0,1 - 0,3 %
B: 0,0008 - 0,0020 %
Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, wie einer Bramme oder Dünnbramme; c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine Erwärmungstemperatur TWE von 1000 - 1300 °C; d) Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von 1 ,0 - 20 mm, wobei das Warmwalzen bei einer
Warmwalzendtemperatur TET beendet wird, für die gilt
TET > (A3 - 100°C), wobei mit "A3" die jeweilige A3-Temperatur des Stahls bezeichnet ist; e) erstes Abschrecken des Warmbands ausgehend von der
Warmwalzendtemperatur TET mit einer Abkühlrate 9Q von mehr als 30 K/s auf eine Quench-Temperatur TQ, für die gilt
RT < TQ < (TMS + 100°C), wobei mit "RT" die Raumtemperatur und mit "TMS" die Martensitstarttemperatur des Stahls bezeichnet ist und wobei die Martensitstarttemperatur TMS wie folgt bestimmt wird:
TMS [°C] = 462 - 273 %C - 26 %Mn - 13 %Cr - 16 %Ni - 30 %Mo mit %C = C-Gehalt des Stahls, %Mn = Mn-Gehalt des Stahls, %Cr = Cr- Gehalt des Stahls, %Ni = Ni-Gehalt des Stahls, %Mo = Mo-Gehalt des Stahls, jeweils in Gew.-%; f) optionales Wickeln des auf die Quench-Temperatur TQ abgeschreckten Stahlflachprodukts zu einem Coil; g) Halten des auf die Quench-Temperatur TQ abgekühlten
Stahlflachprodukts innerhalb eines Temperaturbereichs von TQ -80 °C bis TQ +80 °C über eine Dauer von 0,1 - 48 Stunden; h) Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine Partitioning-Temperatur TP oder Halten des Stahlflachprodukts bei einer Partitioning-Temperatur TP, die mindestens gleich der nach dem Arbeitsschritt g) vorhandenen Temperatur TQ+/-80 °C des Stahlflachprodukts ist und höchstens 500 °C beträgt, über eine Partitioning-Zeit tPT von 0,5 - 30 Stunden, wobei im Fall, dass eine Erwärmung stattfindet, die Aufheizrate ΘΡ1 höchstens 1 K/s beträgt. i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur j) optionales Entzundern des Stahlflachprodukts k) optionales Beschichten des Stahlflachprodukts .
8. Verfahren nach Anspruch 7, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s der Arbeitsschritt h) in einer Haubenglühe durchgeführt wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 oder 8, d a d u r c h gekennzeichnet, dass die Aufheizrate ΘΡ1 während des
Arbeitsschritts h) höchstens 0,075 K/s beträgt.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Aufheizrate ΘΡ1 maximal 0,03 K/s beträgt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 10, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass im Arbeitsschritt c) die
Erwärmungstemperatur TWE 1150 - 1250 °C beträgt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis11 , d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Quench-Temperatur TQ im
Arbeitsschritt e) höchstens gleich der Martensitstarttemperatur TMS und mindestens gleich einer Temperatur ist, die um höchstens 250 °C niedriger als die Martensitstarttemperatur TMS ist.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Quench-Temperatur TQ zwischen der Martensitstarttemperatur TMS und einer Temperatur liegt, die um höchstens 150 °C niedriger als die
Martensitstarttemperatur TMS ist.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 13, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Haltedauer im Arbeitsschritt g) maximal 2,5 Stunden beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 14, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Partitioning-Temperatur TP im
Arbeitsschritt h) mindestens 50 °C höher als die Quench-Temperatur TQ ist.
PCT/EP2017/081620 2016-12-14 2017-12-06 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung WO2018108653A1 (de)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2019006862A MX2019006862A (es) 2016-12-14 2017-12-06 Producto de acero plano laminado en caliente y metodo para la produccion del mismo.
CN201780077679.6A CN110088326B (zh) 2016-12-14 2017-12-06 热轧扁钢产品及其生产方法
JP2019527819A JP7193454B2 (ja) 2016-12-14 2017-12-06 熱延平鋼生産物およびその生産方法
KR1020197019640A KR102478025B1 (ko) 2016-12-14 2017-12-06 열간 압연 평탄형 강 제품 및 그 제조 방법
CA3046108A CA3046108A1 (en) 2016-12-14 2017-12-06 Hot-rolled flat steel product and method for the production thereof
US16/466,894 US11371113B2 (en) 2016-12-14 2017-12-06 Hot-rolled flat steel product and method for the production thereof
EP17821500.0A EP3555337A1 (de) 2016-12-14 2017-12-06 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP2016080935 2016-12-14
EPPCT/EP2016/080935 2016-12-14

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2018108653A1 true WO2018108653A1 (de) 2018-06-21

Family

ID=57681559

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2017/081620 WO2018108653A1 (de) 2016-12-14 2017-12-06 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Country Status (8)

Country Link
US (1) US11371113B2 (de)
EP (1) EP3555337A1 (de)
JP (1) JP7193454B2 (de)
KR (1) KR102478025B1 (de)
CN (1) CN110088326B (de)
CA (1) CA3046108A1 (de)
MX (1) MX2019006862A (de)
WO (1) WO2018108653A1 (de)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020058747A1 (en) 2018-09-20 2020-03-26 Arcelormittal Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
EP3670682A1 (de) * 2018-12-20 2020-06-24 Primetals Technologies Austria GmbH Herstellen eines metallbandes mit einem austenit-martensit-mischgefüge
CZ308468B6 (cs) * 2019-07-30 2020-09-02 Západočeská Univerzita V Plzni Způsob výroby součástí z ocelí kalením s vyrovnáním teplot na teplotu Ms
WO2021160721A1 (en) * 2020-02-11 2021-08-19 Tata Steel Ijmuiden B.V. High flangeable ultra-high strength ductile hot-rolled steel, method of manufacturing said hot-rolled steel and use thereof
WO2021213647A1 (de) * 2020-04-22 2021-10-28 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP3964591A1 (de) * 2020-09-07 2022-03-09 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
EP4095272A4 (de) * 2020-01-22 2023-07-26 Nippon Steel Corporation Stahlblech und verfahren zur herstellung davon

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112522580A (zh) * 2019-09-19 2021-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种马氏体钢带及其制造方法
WO2021123877A1 (en) 2019-12-17 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet and method of manufacturing thereof
CN111455282B (zh) * 2020-05-11 2021-03-16 武汉钢铁有限公司 采用短流程生产的抗拉强度≥1500MPa淬火配分钢及方法
US20230313332A1 (en) * 2020-08-31 2023-10-05 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. High-strength low-carbon martensitic high hole expansion steel and manufacturing method therefor
KR102504647B1 (ko) * 2020-09-16 2023-03-03 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN112342462B (zh) * 2020-10-12 2022-02-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种大功率发动机曲轴用Nb-Ti微合金化高强韧性贝氏体非调质钢及其制备方法
WO2022242859A1 (en) 2021-05-20 2022-11-24 Nlmk Clabecq Method for manufacturing a high strength steel plate and high strength steel plate
CN113462969B (zh) * 2021-06-18 2022-05-17 首钢集团有限公司 一种基于热连轧产线的易成形耐磨钢及其制备方法
CN114774651A (zh) * 2022-04-18 2022-07-22 营口中车型钢新材料有限公司 一种铁路承重用YZ25SiMnMoV扁钢的热处理设计

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE4104001A1 (de) 1991-02-09 1992-08-13 Schloemann Siemag Ag Verfahren und anlage zum auswalzen von durch stranggiessen hergestellten vorbaendern bzw. duennbrammen
JPH07197183A (ja) * 1993-12-29 1995-08-01 Kobe Steel Ltd 水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板及び製造方法
WO2013004910A1 (en) 2011-07-01 2013-01-10 Rautaruukki Oyj Method for manufacturing a high-strength structural steel and a high-strength structural steel product
EP2757170A1 (de) * 2011-09-15 2014-07-23 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd. Zweiphasiger martensitischer trip-stahl und verarbeiteter ultrahochfester stahlartikel daraus
JP2015004081A (ja) * 2013-06-19 2015-01-08 新日鐵住金株式会社 コイル幅方向の強度ばらつきが少なく靭性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2016194158A (ja) * 2015-04-01 2016-11-17 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0693340A (ja) 1992-09-14 1994-04-05 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び製造設備
US6395108B2 (en) 1998-07-08 2002-05-28 Recherche Et Developpement Du Groupe Cockerill Sambre Flat product, such as sheet, made of steel having a high yield strength and exhibiting good ductility and process for manufacturing this product
WO2004022794A1 (en) 2002-09-04 2004-03-18 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
JP5365216B2 (ja) 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5402007B2 (ja) 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5418047B2 (ja) 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN101487096B (zh) * 2009-02-19 2010-08-11 北京科技大学 一种低合金高强度的C-Mn-Al系Q＆P钢及其制造方法
JP5412182B2 (ja) * 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP5400484B2 (ja) 2009-06-09 2014-01-29 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性を兼備した高強度冷延鋼板
JP5333298B2 (ja) 2010-03-09 2013-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
DE102010038038A1 (de) 2010-10-07 2012-04-12 Thyssenkrupp Electrical Steel Gmbh Verfahren zum Erzeugen einer Isolationsbeschichtung auf einem kornorientierten Elektro-Stahlflachprodukt und mit einer solchen Isolationsbeschichtung beschichtetes Elektro-Stahlflachprodukt
KR20120121810A (ko) * 2011-04-27 2012-11-06 현대제철 주식회사 고강도 강판 및 그 제조 방법
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
KR101617115B1 (ko) * 2012-01-05 2016-04-29 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5764549B2 (ja) * 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
ES2614465T3 (es) 2012-07-10 2017-05-31 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Producto plano de acero laminado en frío y procedimiento para su fabricación
CN103805851B (zh) * 2012-11-15 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 一种超高强度低成本热轧q&p钢及其生产方法
US20140147329A1 (en) 2012-11-28 2014-05-29 Hyun Jo Jun High silicon bearing dual phase steels with improved ductility
JP6354268B2 (ja) 2014-04-02 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
CN104032109B (zh) * 2014-06-13 2016-08-24 北京科技大学 一种高强钢通过热轧及在线热处理的制备方法
CN104532129B (zh) 2015-01-06 2017-02-22 东北大学 汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板及其制造方法
WO2016177420A1 (de) * 2015-05-06 2016-11-10 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
MX2019009599A (es) * 2017-02-13 2019-10-14 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para producir la misma.

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE4104001A1 (de) 1991-02-09 1992-08-13 Schloemann Siemag Ag Verfahren und anlage zum auswalzen von durch stranggiessen hergestellten vorbaendern bzw. duennbrammen
JPH07197183A (ja) * 1993-12-29 1995-08-01 Kobe Steel Ltd 水素脆化の発生しない超高強度薄鋼板及び製造方法
WO2013004910A1 (en) 2011-07-01 2013-01-10 Rautaruukki Oyj Method for manufacturing a high-strength structural steel and a high-strength structural steel product
EP2726637A1 (de) 2011-07-01 2014-05-07 Rautaruukki OYJ Verfahren zur herstellung eines hochfesten baustahls und hochfestes baustahlprodukt
US20140299237A1 (en) 2011-07-01 2014-10-09 Rautaruukki Oyj Method for manufacturing a high-strength structural steel and a high-strength structural steel product
EP2757170A1 (de) * 2011-09-15 2014-07-23 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Ltd. Zweiphasiger martensitischer trip-stahl und verarbeiteter ultrahochfester stahlartikel daraus
JP2015004081A (ja) * 2013-06-19 2015-01-08 新日鐵住金株式会社 コイル幅方向の強度ばらつきが少なく靭性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2016194158A (ja) * 2015-04-01 2016-11-17 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
ANDREWS, J., IRON AND STEEL INSTITUTE (203, 1965, pages 721 - 727
WRIGHT, S.I.; NOWELL, M.M.; FIELDA, D.A.: "Review of Strain Analysis Using Electron Backscatter Diffraction", MICROSC. MICROANAL., vol. 17, 2011, pages 316 - 329, XP001563057, DOI: doi:10.1017/S1431927611000055

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020058747A1 (en) 2018-09-20 2020-03-26 Arcelormittal Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
WO2020058801A1 (en) 2018-09-20 2020-03-26 Arcelormittal Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
JP2022501503A (ja) * 2018-09-20 2022-01-06 アルセロールミタル 穴広げ率の高い熱間圧延鋼板及びその製造方法
JP7239685B2 (ja) 2018-09-20 2023-03-14 アルセロールミタル 穴広げ率の高い熱間圧延鋼板及びその製造方法
EP3670682A1 (de) * 2018-12-20 2020-06-24 Primetals Technologies Austria GmbH Herstellen eines metallbandes mit einem austenit-martensit-mischgefüge
WO2020127925A1 (de) * 2018-12-20 2020-06-25 Primetals Technologies Austria GmbH Herstellen eines metallbandes mit einem austenit-martensit-mischgefüge
CZ308468B6 (cs) * 2019-07-30 2020-09-02 Západočeská Univerzita V Plzni Způsob výroby součástí z ocelí kalením s vyrovnáním teplot na teplotu Ms
EP4095272A4 (de) * 2020-01-22 2023-07-26 Nippon Steel Corporation Stahlblech und verfahren zur herstellung davon
WO2021160721A1 (en) * 2020-02-11 2021-08-19 Tata Steel Ijmuiden B.V. High flangeable ultra-high strength ductile hot-rolled steel, method of manufacturing said hot-rolled steel and use thereof
WO2021213647A1 (de) * 2020-04-22 2021-10-28 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP3964591A1 (de) * 2020-09-07 2022-03-09 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts

Also Published As

Publication number Publication date
US20200071785A1 (en) 2020-03-05
JP7193454B2 (ja) 2022-12-20
JP2020509161A (ja) 2020-03-26
US11371113B2 (en) 2022-06-28
MX2019006862A (es) 2019-08-14
CN110088326B (zh) 2022-06-24
CN110088326A (zh) 2019-08-02
KR20190095340A (ko) 2019-08-14
KR102478025B1 (ko) 2022-12-15
CA3046108A1 (en) 2018-06-21
EP3555337A1 (de) 2019-10-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3555337A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP3292228B1 (de) Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
DE60125253T2 (de) Hochfestes warmgewalztes Stahlblech mit ausgezeichneten Reckalterungseigenschaften
EP2809819B1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl mit verbesserten eigenschaften bei herstellung und verarbeitung
EP2836614B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3221484B1 (de) Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften
WO2012156428A1 (de) Hochfestes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung
WO2017009192A1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes hieraus
DE102012013113A1 (de) Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl mit einer Mindestzugfestigkleit von 580MPa
WO2014009404A1 (de) Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
WO2013182621A1 (de) Stahl, stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts
EP3027784A2 (de) Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP3692178B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl
EP2840159B1 (de) Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils
WO2016078642A1 (de) Hochfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
WO2016078644A1 (de) Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP2690184A1 (de) Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
WO2020038883A1 (de) Warmgewalztes unvergütetes und warmgewalztes vergütetes stahlflachprodukt sowie verfahren zu deren herstellung
WO2022207913A1 (de) Stahlband aus einem hochfesten mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines derartigen stahlbandes

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 17821500

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2019527819

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 3046108

Country of ref document: CA

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20197019640

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017821500

Country of ref document: EP

Effective date: 20190715