WO2020058244A1 - Verfahren zur herstellung ultrahochfester stahlbleche und stahlblech hierfür - Google Patents

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WO2020058244A1
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steel
steel sheet
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austenite
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Markus Sonnleitner
Martin Klein
Gerhard HUBMER
Helmut Spindler
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Voestalpine Stahl Gmbh
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a method for producing ultra high-strength hot-rolled sheet steel and a hot-rolled sheet steel and the use thereof.
  • Hot-rolled structural steels or structural steels with minimum yield strengths above 960 MPa are not covered in relevant standards (EN 10025, EN 10049). At present there are structural steels and structural steels with such high yield strengths on the market under different brand names, but the manufacture is complex. High alloy contents of carbon and / or other elements are necessary to achieve the required strength. However, a high carbon content and in particular carbon contents above 0.22% noticeably impair the weldability of such steels. High levels of elements that delay conversion, such as molybdenum or nickel, are expensive or consume resources, increase the susceptibility to scaling or lead to high rolling forces.
  • Such steels are usually hot rolled and hardened in a subsequent hardening step.
  • Such an independent hardening process requires an energy-intensive reheating process.
  • the minimum austenite grain sizes that can be achieved are limited.
  • a high-strength steel material is known from WO2017 / 016582 A1, which has a minimum yield strength of 1300 MPa and a tensile strength of at least 1400 MPa.
  • the carbon content is between 0.23 and 0.25%.
  • a flat steel product is known from WO2017 / 041862 A1, which should have an optimized combination of toughness and fatigue strength for an application in the field of agriculture, forestry or comparable applications.
  • EP 22 67 177 B1 discloses a high-strength steel plate with 0.18 to 0.23% by mass of carbon, the welding and sensitivity index PCM of the plate being 0.36% by mass or less and the Ac3- The transformation point should be equal to or less than 830 ° C.
  • the microstructure should contain more than 90% martensite and the yield strength should be higher than 1300 MPa, whereby the tensile strength should be greater than 1400 MPa but less than 1650 MPa. These sheets are apparently quarto sheets that are subjected to a classic hardening process.
  • a wear-resistant steel with good toughness and hardness from 420 to 480 HB is known from WO2017 / 104995 A1.
  • the material has in particular 0.15 to 0.2% carbon, 2 to 4% manganese, 0.02 to 0.5% silicon and 0.2 to 0.7% chromium. Apparently this material is hardened classically.
  • a directly hardened hot strip with stretched PAG is known from EP 2576848 B1, which is annealed at 200 to 700 ° C.
  • the yield strength should be greater than 890 MPa, with the carbon content being relatively low at 0.075 to 0.12%.
  • the object of the invention is to provide a method for producing an ultra-high-strength, hot-rolled structural steel, with which it is possible to work in a cost- and resource-efficient manner, excellent weldability is ensured and sheet thicknesses of 2 mm and above can be achieved.
  • a steel material with adapted alloy element contents is used, which is hot-rolled and directly hardened after melting and heating for the purpose of hot rolling.
  • the hardened material thus obtained is then subjected to a straightening process and then tempered with a special tempering treatment according to the invention.
  • a plastic deformation that was carried out beforehand is necessary, so that a high dislocation density is produced in the martensite and a corresponding supply of positively dissolved carbon is stored in the structure
  • tempering is carried out in a temperature range of 120 to 200 ° for 1 to 30 minutes.
  • the proof stress R p 02 increases without the tensile strength R m decreasing.
  • an upper limit for the tempering treatment of 200 ° C is observed, there is no reduction in toughness.
  • Below a tempering temperature of 100 ° C there is no measurable effect for the yield point in technically relevant periods and above 200 ° C softening was found.
  • Fig. 8 the influence of the tempering temperature and time on the impact bending work
  • 11 a highly schematic straightening device
  • 12 the distribution of the stresses during straightening in a bending straightening system
  • Fig. 13 the extent of plasticization as a relative plasticized volume when directing the mechanical properties.
  • FIG. 1 shows the influence of the tempering temperature on the proof stress Rp02, the tensile strength Rm and the elongation at break A5 (holding time: 5 minutes).
  • the initial state is directly hardened and directed material.
  • FIG. 2 shows a schematic process sequence in the preparation of tempered sheet metal according to the prior art.
  • the rolling stock cools down comparatively slowly, so that a martensitic transformation of the austenite does not occur or only to a small extent.
  • the material is austenitized and quenched with a sufficiently high cooling rate to obtain a martensitic structure.
  • a tempering step can subsequently be carried out at 500-650 ° C to set the desired mechanical properties.
  • AI 0.015 to 0.055
  • a sufficient conversion delay i.e. Avoiding a diffusive transformation of the austenite is necessary to achieve a martensitic structure. In the present case, this is achieved by the elements manganese, chromium and boron.
  • FIG. 9 shows reference materials from the prior art, which has shown that the strength level which is desired in the present case (1300 MPa) necessitates carbon contents of greater than 0.2%.
  • the content of elements delaying conversion is high, which can naturally have an adverse effect on the manufacturing costs, the minimum thickness that can be achieved and the surface quality.
  • elements that make production costs more expensive can be dispensed with. These are also usually the elements which influence the minimum achievable thickness, the desired results being readily achieved with the alloy layer according to the invention.
  • Manganese is known to slow down conversion.
  • the influence of manganese on the tensile strength could be determined.
  • manganese contents greater than 2% make an additional contribution to strength in the directly hardened state (hardened in this example with a cooling rate of 40 K / s).
  • Chromium contributes to hardenability.
  • the susceptibility of the steel surface to pitted igniters increases with a higher chromium content. In the 0.2 to 0.5% range, balanced combinations of hardenability and acceptable surfaces were found on the outside.
  • higher chromium contents can be advantageous according to the invention, in particular up to 1% in the case of strip thicknesses and the resulting lower cooling rates.
  • niobium as a recrystallization-inhibiting element is not necessary.
  • An advantage of the alloy according to the invention is that the comparatively low content of elements that delay transformation reduces the resistance to deformation compared to conventional hardenable alloys according to the prior art. This can reduce the minimum product thickness.
  • the direct hardening process according to the invention (see FIG. 3) immediately follows the hot rolling process, the martensite structure being formed from the deformed austenite. Due to the absence of recrystallization-delaying alloy elements, the austenite structure is predominantly recrystallized, fine and only slightly stretched. This fine-grained former austenite structure provides an additional strength contribution to the martensite.
  • a high cooling rate is aimed for.
  • the cooling rate is at least 10 K / s, particularly preferably 30 to 100 K / s.
  • the cooling stop temperature usually room temperature
  • at least 95% of the austenite must be converted to martensite.
  • the material thus produced is then mechanically straightened and then tempered.
  • Mechanical straightening is necessary to provide sufficient movable dislocations that are fixed by carbon in the subsequent tempering process. Therefore, the volume fraction of the material that exceeds the yield point in the straightening process and is therefore plastically deformed should not be less than 70%.
  • the required straightening combines the aforementioned advantages with the need to remove the existing coil curvature in the manufacture of sheet metal.
  • high strength steel grades are not directly hardened after rolling. In the case of hot rolling mills, this is due to the fact that with conventional coiler systems these sheets cannot be reeled into coils and are therefore processed or released as sheet metal.
  • the strips are wound up, which has the advantage that the transport restriction does not apply to the high-strength material according to the invention due to the dimensions of sheet metal plates.
  • the disadvantage of the greater effort involved in coiling is offset by the advantage that the high-strength sheets are significantly improved in their mechanical properties due to the mechanical influence.
  • the coiled material rolled up into coils must be straightened for further processing. According to the invention, this straightening is not only necessary to remove the existing coil curvature, but also leads to the sheet being formed in a homogeneous manner with the required movable dislocations.
  • Straightening is therefore necessary on the one hand to produce flat sheet metal from the curved strip material, but also to provide the offset.
  • Straightening is usually carried out by repeated bending back and forth in a roller straightening machine. The immersion depth of the straightening rollers decreases steadily from the inlet side to the outlet side, so that the strongest plasticization is achieved in the inlet of the straightening machine (Fig. 11).
  • this relative plasticized volume is at least 70%.
  • ultra-high-strength sheet metal sheets with at least Rp02 greater than 1100 MPa have not previously been produced on hot strip mills by means of direct hardening, but are first rolled on a four-high mill stand and sheet hardened in a subsequent process step. The reason for this is that the necessary vial forces are not available.
  • the weldability of the material is improved by the plastic deformation in connection with the tempering step, because it enables the alloy composition optimized according to the invention, in particular, to reduce the carbon content.
  • tempering process serves to set the desired yield or yield strength while at the same time maintaining the advantageous tensile strength, toughness and forming properties that exist after direct hardening. It was found that tempering temperatures below 100 ° C do not cause any significant effect, while tempering temperatures above 200 ° C lead to noticeable softening. Accordingly, tempering temperatures between 100 and 200 ° C. are aimed at according to the invention.
  • the quotient Rp02 / Rm the so-called yield point ratio
  • the quotient Rp02 / Rm increases significantly compared to the directly hardened and straightened state and lies in the interval 0.87 to 0.98 (longitudinal tensile tests).
  • Studies on a material according to the invention 0.18% carbon, 0.19% silicon, 2.26% manganese, 0.27% chromium, 0.021% titanium and 0.0024% boron rest iron and impurities after tempering with Variaton Holding time and tempering temperatures for the results according to FIGS. 4 to 8.
  • the corresponding material was rolled, directly hardened and, according to the invention, coiled on the hot wide strip mill.
  • the use of four-high scaffolding was not necessary here.
  • the material was then unwound, straightened and cross-divided, with the heat treatment being carried out on test panels in a laboratory furnace in air.
  • the time-temperature curve was measured using a thermocouple.
  • a composition is suitable as a steel composition as follows, all the data being in percent by mass.
  • AI 0.015 to 0.055 io
  • a steel with is particularly suitable
  • AI 0.015 to 0.055
  • a desired strength range from 1150 MPa to 1500 can be achieved MPa of tensile strength Rm must be covered. By avoiding contents> 0.2%, the susceptibility to cold cracking during welding can be prevented.
  • Silicon is an important element for deoxidizing the steel and leads to increases in strength. Silicon contents> 0.1% by mass make it easier to achieve low sulfur contents, but increase the susceptibility to scaling from 0.25% by mass.
  • Manganese is an important element in delaying conversion.
  • other conversion-delaying elements are not alloyed or only alloyed in lower contents, which is why a manganese content> 2% is preferably alloyed in order to achieve a martensitic structure in the direct hardening according to the invention.
  • the aluminum present in the mixture according to the invention is an important element for deoxidizing, but is not used in the present invention, unlike in the prior art, for setting the nitrogen, since titanium is used for this.
  • the salary is chosen accordingly.
  • chromium Another important element for delaying conversion is chromium, which is cheaper than molybdenum and nickel, whereby higher chromium contents increase susceptibility to scaling, but improve temper resistance.
  • vanadium is not absolutely necessary, but can be added in order to increase the temper resistance in areas exposed to local heat, contents> 0.12% impairing the toughness and should be avoided.
  • the specified niobium content is also not absolutely necessary, but it can be used for additional grain refinement.
  • the direct hardening according to the invention is not reliable with contents> 0.035 mass%, since the hardenability is reduced.
  • the titanium present in the steel according to the invention binds the nitrogen to titanium nitride and thus prevents the formation of boron nitride, which would greatly reduce the hardenability.
  • the boron present is an important element in delaying conversion.
  • the Ca content should not be less than 0.0010, since otherwise the sulfide shape cannot be adequately influenced. Furthermore, the Ca content should not exceed 0.0040 in order to avoid a reduction in toughness.
  • An advantage of the invention is that the special selection of the steel composition on the one hand and on the other hand through the direct hardening with a subsequent mechanical straightening process and a corresponding tempering treatment in the range between 100 and 200 ° C. very high strength structural steels are achieved which are good are weldable.

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines ultrahochfesten, warmgewalzten Baustahls, wobei ein Stahl erzeugt wird, dessen Kohlenstoffgehalt nicht größer als 0,2 % ist, wobei zur Vermeidung einer diffusiven Umwandlung des Austenits eine ausreichende Umwandlungsverzögerung durch die Zugabe von Mangan, Chrom und Bor erreicht wird und, wobei das Stahlmaterial in bekannter Weise vergossen wird und das vergossene Material zum Zwecke des Warmwalzens einer Temperaturerhöhung unterzogen wird, wobei das Band nach dem Walzprozess unmittelbar direkt gehärtet wird, wobei sich das Martensitgefüge aus dem verformten Austenit bildet und das so erzeugte Material anschließend mechanisch gerichtet wird um bewegliche Versetzungen bereitzustellen, wobei das Material anschließend zur Einstellung der gewünschten Streck- bzw. Dehngrenze unter gleichzeitiger Wahrung der nach dem Direkthärten vorhandenen Zugfestigkeits- Zähigkeits und Umformeigenschaften angelassen wird, wobei die Anlasstemperatur zwischen 100 und 200°C liegt.

Description

Verfahren zur Herstellung ultra hochfester Stahlbleche und Stahlblech hierfür
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen ultra hochfester warmgewalzter Stahlble che und ein warmgewalztes Stahlblech sowie Verwendung hiervon.
Warmgewalzte Baustähle bzw. Konstruktionsstähle mit Mindest- Streckgrenzen über 960 MPa sind in einschlägigen Normenwerken nicht erfasst (EN 10025, EN 10049). Derzeit gibt es un- ter verschiedenen Markennamen Baustähle bzw. Konstruktionsstähle mit derart hohen Streckgrenzen zwar am Markt, jedoch ist die Herstellung aufwändig. Zur Erzielung der gefor- derten Festigkeiten sind hohe Legierungsgehalte an Kohlenstoff und/oder an anderen Ele menten notwendig. Ein hoher Kohlenstoffgehalt und insbesondere Kohlenstoffgehalte über 0,22% verschlechtern die Schweißbarkeit solcher Stähle jedoch spürbar. Hohe Gehalte an umwandlungsverzögernden Elementen, wie Molybdän oder Nickel, sind teuer bzw. ressour- cenverbrauchend, erhöhen die Zunderanfälligkeit oder führen zu hohen Walzkräften.
Derartige Stähle werden üblicherweise warmgewalzt und mit einem nachfolgenden Härte- schritt gehärtet. Ein solcher eigenständiger Härtungsprozess bedingt einen energieintensiven Wiedererwärmprozess. Außerdem sind aufgrund von Kornwachstum beim Wiedererwärmen und dem Fehlen von Kornfeinungsprozessen durch Rekristallisation des Austenitgefüges die erzielbaren minimalen Austenitkorngrößen begrenzt.
Aus der WO2017/016582 Al ist ein hochfestes Stahlmaterial bekannt, welches eine Mindest- streckgrenze von 1300 MPa und eine Zugfestigkeit von mindestens 1400 MPa besitzt. Der Kohlenstoffgehalt beträgt hierbei zwischen 0,23 und 0,25%.
Aus der WO2017/041862 Al ist ein Stahlflachprodukt bekannt, welches für eine Anwendung im Bereich der Landwirtschaft, Forstwirtschaft oder vergleichbaren Anwendungen optimierte Kombination aus Zähigkeit und Dauerfestigkeit besitzen soll.
Hierbei ist der Kohlenstoffgehalt mit 0,4 bis 0,7% recht hoch, wobei hoher Silizium- und Chromgehalte die Wasserstoffdurchlässigkeit vermindern sollen. Aus der EP 22 67 177 Bl ist eine hochfeste Stahlplatte bekannt mit 0,18 bis 0,23 Masse-% Kohlenstoff, wobei der Schweiß- und Empfindlichkeitsindex PCM der Platte 0,36 Masse-% o- der weniger betragen soll und der Ac3-Umwandlungspunkt gleich oder weniger als 830°C betragen soll. Die Mikrostruktur soll mehr als 90% Martensit enthalten und die Streckgrenze höher als 1300 MPa sein, wobei die Zugfestigkeit größer 1400 MPa, aber weniger als 1650 MPa sein soll. Bei diesen Blechen handelt es sich offenbar um Quartobleche, die einem klas- sischen Härteprozess unterworfen werden.
Aus der WO2017/104995 Al ist ein verschleißbeständiger Stahl mit guter Zähigkeit und Här- ten von 420 bis 480 HB bekannt. Das Material weist insbesondere 0,15 bis 0,2% Kohlenstoff, 2 bis 4% Mangan, 0,02 bis 0,5% Silizium und 0,2 bis 0,7% Chrom auf. Offenbar wird dieses Material jedoch klassisch gehärtet.
Aus der EP 2576848 Bl ist ein direkt gehärtetes Warmband mit gestrecktem PAG bekannt, das bei 200 bis 700°C anlassgeglüht wird. Die Streckgrenze soll hierbei größer 890 MPa lie gen, wobei der Kohlenstoffgehalt mit 0,075 bis 0,12% relativ niedrig ist.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung eines ultrahochfesten, warmge- walzten Baustahls zu schaffen, mit dem kosten- und ressourceneffizient gearbeitet werden kann, eine hervorragende Schweißbarkeit sichergestellt wird und Blechdicken von 2 mm und darüber realisierbar sind.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich- net.
Die Aufgabe wird darüber hinaus auch mi einem Produktmit den Merkmalen des Anspruch 10 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich- net.
Bei der Erfindung wird ein Stahlmaterial mit angepassten Legierungselementgehalten ver- wendet, welches nach dem Erschmelzen und Erhitzen zum Zwecke des Warmwalzens warm- gewalzt und direktgehärtet wird.
Anschließend wird das so erzielte gehärtete Material einem Richtprozess unterworfen und anschließend mit einer erfindungsgemäßen speziellen Anlassbehandlung angelassen. Erfindungsgemäß wurde erkannt, dass zur Steigerung der Festigkeit beim Anlassen eine zu- vor erfolgte plastische Verformung notwendig ist, so dass eine hohe Versetzungsdichte im Martensit erzeugt wird und ein entsprechendes Angebot an zwangsgelöstem Kohlenstoff im Gefüge bevorratet wird
Erfindungsgemäß wird in einem Temperaturbereich von 120 bis 200° für 1 bis 30 Minuten angelassen. Hierdurch konnte überraschend erreicht werden, dass die Dehngrenze Rp 02 an- steigt, ohne dass die Zugfestigkeit Rm absinkt. Wird eine Obergrenze für die Anlassbehand- lung von 200°C eingehalten, ergibt sich auch keine Zähigkeitsverminderung. Unterhalb von 100°C Anlasstemperatur ergibt sich in technisch relevanten Zeiträumen kein messbarer Ef- fekt für die Streckgrenze und oberhalb von 200°C wurden Erweichungen festgestellt. Bevor- zugt kann in einem Temperaturbereich von 130°C bis 190°C für 2 bis 14 Minuten und insbe- sondere bei 135 °C bis 170 ° C für 2 bis 5 Minuten angelassen werden, dadurch können be- sonders vorteilhafte Kombinationen aus Rp02 und Rm Werten erreicht werden.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert, es zeigen dabei:
Fig. 1: den Einfluss der Anlasstemperatur auf mechanische Kernwerte;
Fig. 2: den schematischen Prozessablauf im Stand der Technik;
Fig. 3: den erfindungsgemäßen schematischen Prozessablauf;
Fig. 4: den Einfluss der Anlasstemperatur und der Zeit bei einer Haltezeit von einer Minute,
Fig. 5: den Einfluss der Anlasstemperatur und der Zeit bei einer Haltezeit von fünf Minuten;
Fig. 6: den Einfluss der Anlasstemperatur und der Zeit bei einer Haltezeit von 30 Minuten,
Fig. 7: den Einfluss der Anlasstemperatur und der Zeit bei einer Haltezeit von 300 Minuten,
Fig. 8: den Einfluss der Anlasstemperatur und der Zeit auf die Kerbschlagbiegearbeit;
Fig. 9: die chemische Zusammensetzung von drei nicht erfindungsgemäßen Referenzbeispie- len,
Fig. 10: die Abhängigkeit der Zugfestigkeit Rm in MPa vom Mangangehalt;
Fig. 11: stark schematisiert eine Richtvorrichtung; Fig. 12: die Verteilung der Spannungen beim Richten in einer Biegerichtanlage;
Fig. 13: das Ausmaß der Plastifizierung als relatives plastifiziertes Volumen bei Richten auf die mechanischen Eigenschaften.
Figur 1 zeigt den Einfluss der Anlasstemperatur auf die Dehngrenze Rp02,die Zugfestigkeit Rm und die Bruchdehnung A5 (Haltezeit: 5 Minuten). Der Ausgangszustand ist direktgehärte- tes und gerichtetes Material.
Figur 2 zeigt einen schematischer Prozessablauf bei der Fierstellung vergüteter Bleche nach dem Stand der Technik. Nach dem Warmwalzen kühlt das Walzgut vergleichsweise langsam ab, sodass eine martensitische Umwandlung des Austenits nicht oder nur zu geringen Teilen erfolgt. Im nachfolgenden Flärtungsprozess wird der Werkstoff austenitisiert und mit einer ausreichend hohen Kühlrate abgeschreckt um ein martenisitisches Gefüge zu erhalten. Optio- nal kann nachfolgend ein Anlassschritt bei 500-650°C vorgenommen werden, zur Einstellung der angestrebten mechanischen Eigenschaften.
Bezüglich der chemischen Zusammensetzung wird insbesondere ein Stahl mit der folgenden Zusammensetzung verwendet (alle Angaben in M-%):
C = 0,09 bis 0,20
Si = 0,10 bis 0,50
Mn = 1,0 bis 3,0
P = max. 0,0150
S = max. 0,0050
AI = 0,015 bis 0,055
Cr = 0, 2 bis 1,0
Ni = max. 0,5
Mo = max. 0,3
V = max. 0,12
Nb = max. 0,035
B = 0,0008 bis 0,0040
N = max. 0,0100
Ti = 0,015 bis 0,030
optional: Ca = 0,0010 bis 0,0040
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte, unvermeidliche Verunreinigungen. Hierbei ist Kohlenstoff maßgeblich für die Werkstofffestigkeit in direktgehärtetem Zustand verantwortlich, wobei Gehalte größer 0,2%, hinsichtlich der Schweißeignung vermieden wer- den sollen.
Eine ausreichende Umwandlungsverzögerung, d.h. die Vermeidung einer diffusiven Umwand- lung des Austenits ist zur Erreichung eines martensitischen Gefüges notwendig. Dies wird im vorliegenden Fall durch die Elemente Mangan, Chrom und Bor erreicht.
Eine Notwendigkeit für teurere Elemente, wie Nickel oder Molybdän, besteht nicht. Die Bil- dung von Bornitriden würde zu einer unzulässigen Verminderung des Gehalts an gelöstem Bor führend. Um dies zu vermeiden, wird Titan zum Binden des freien Stickstoffs zugefügt.
In Figur 9 sind Referenzwerkstoffe aus dem Stand der Technik gezeigt wobei sich ergeben hat, dass das Festigkeitsniveau, welches vorliegend gewünscht wird (1300 MPa), Kohlen- stoffgehalte von größer als 0,2% notwendig macht. Zudem ist der Gehalt an Umwandlungs- verzögernden Elementen hoch, was sich naturgemäß auf die Herstellkosten, die minimal er- reichbare Dicke sowie die Oberflächenqualität nachteilig auswirken kann. Erfindungsgemäß kann jedoch insbesondere auf Elemente die die Herstellkosten verteuern verzichtet werden. Diese sind auch üblicherweise die Elemente, die die minimal erreichbare Dicke beeinflussen, wobei auch hier mit der erfindungsgemäßen Legierungslage die gewünschten Ergebnisse ohne Weiteres erfüllt werden.
Bor wirkt bereits in geringsten Gehalten (zum Beispiel 0,0010 %) umwandlungsverzögernd. Um eine ausreichende Menge frei ist, das heißt nicht durch Stickstoff gebundenes Bor überall im Werkstoff sicherzustellen, werden üblicherweise 0,002 - 0,003 % in der Schmelzanalyse angestrebt, wobei höhere Gehalte als insbesondere 0,004 % zur Zähigkeitsverschlechterun- gen führen können und daher vermieden werden.
Mangan wirkt bekanntermaßen umwandlungsverzögernd. Zur gezielten Untersuchung auf den Einfluss von Mangan wurde eine Legierung mit einer Zusammensetzung von C=0,12%, Si=0,15%, Ti=0,015% und 20 ppm Bor jeweils mit unterschiedlichen Gehältern von Mangan von 1,60 % bis 2,20 % variiert. Wie in Figur 10 ersichtlich ist, konnte der Einfluss von Man- gan auf die Zugfestigkeit festgestellt werden. Darüber hinaus wurde überraschender Weise beobachtet, dass im Fall vollmartensitischer Gefüge Mangangehalte größer als 2 % einen zu- sätzlichen Festigkeitsbeitrag im direkt gehärteten Zustand (in diesem Beispiel mit einer Kühl rate von 40 K/s gehärtet) liefern. Chrom trägt zur Härtbarkeit bei. Die Anfälligkeit der Stahloberfläche auf narbigen Zünder steigt mit höherem Chromgehalt. Im Bereich 0,2 bis 0,5 % wurden ausgewogene Kombinati- onen von Härtbarkeit und akzeptablen Oberflächen außen vorgefunden. Höhere Chromgeh- alte können jedoch erfindungsgemäß insbesondere bis 1 % bei Banddicken und dadurch be- dingten niedrigeren Kühlraten von Vorteil sein.
Bei der Herstellung der Schmelze im Stahlwerk sind geeignete Maßnahmen zu treffen, um den Gehalt der Elemente Phosphor und Schwefel sehr niedrig zu halten. Dies ist notwendig, um die geforderten guten Zähigkeitseigenschaften sicherzustellen.
In der hier beschriebenen Ausprägung ist die Zugabe von Niob als rekristallisationshemmen- des Element nicht notwendig.
Bei der erfindungsgemäßen Legierung ist von Vorteil, dass der vergleichsweise geringe Ge- halt umwandlungsverzögernder Elemente den Umformwiderstand gegenüber klassischen härtbaren Legierungen nach dem Stand der Technik reduziert. Hierdurch kann die minimale Erzeugnisdicke verringert werden.
Der erfindungsgemäße Direkthärtungsprozess (siehe Figur 3) schließt unmittelbar an den Warmwalzprozess an, wobei sich das Martensitgefüge aus dem verformten Austenit bildet. Aufgrund des Verzichts auf rekristallisationsverzögernde Legierungselemente ist das Auste- nitgefüge überwiegend rekristallisiert, fein und nur wenig gestreckt. Dieses feinkörnige ehe- malige Austenitgefüge liefert einen zusätzlichen Festigkeitsbeitrag zum Martensit. Um dif- fusive Umwandlungen zu unterbinden, wird eine hohe Kühlrate angestrebt. Die Kühlrate be- trägt mindestens 10 K/s, besonders bevorzugt 30 bis 100 K/s. Bei Erreichen der Kühlstopp- temperatur (üblicherweise Raumtemperatur) müssen mindestens 95% des Austenits in Mar- tensit umgewandelt sein.
Anschließend wird das so erzeugte Material mechanisch gerichtet und danach angelassen. Mechanisches Richten ist notwendig, um in ausreichendem Maße bewegliche Versetzungen bereitzustellen, die beim nachfolgenden Anlassprozess durch Kohlenstoff fixiert werden. Des- halb soll der Volumenanteil des Materials, das im Richtprozess die Fließgrenze überschreitet und folglich plastisch verformt ist nicht kleiner sein als 70%. Im Falle von Bandmaterial kom- biniert das erforderliche Richten die vorgenannten Vorteile mit dem Erfordernis, bei der Her- stellung von Tafelblechen die vorhandene Coilkrümmung zu entfernen. In Verfahren nach dem Stand der Technik werden hochfeste Stahlgüten nach dem Walzen nicht direkt gehärtet. Im Fall von Warmwalzstrassen liegt das daran, dass mit herkömmli- chen Haspelanlagen diese Bleche nicht zu Coils aufgehaspelt werden können und deshalb als Blechtafeln weiterverarbeitet oder abgegeben werden.
Erfindungsgemäß hat sich herausgestellt, dass jedoch, wie bereits ausgeführt, eine Verfor- mung notwendig ist, um in ausreichenden Maße bewegliche Versetzung bereitzustellen, die beim Anlassprozess durch Kohlenstoff fixiert werden können. Erfindungsgemäß werden die Bänder aufgehaspelt, was den Vorteil hat, dass die Transportbeschränkung aufgrund der Ausmaße von Tafelblechen für das hochfeste Material nach der Erfindung nicht gelten. Dem Nachteil des größeren Aufwands beim Haspeln steht der Vorteil gegenüber, dass die hoch- festen Bleche aufgrund der mechanischen Einflussnahme in ihren mechanischen Eigenschaf- ten in erheblicher Weise verbessert werden. Das aufgehaspelte zu Coils aufgerollte Material muss für die Weiterverarbeitung gerichtet werden. Dieses Richten ist jedoch erfindungsge- mäß nicht nur notwendig um die vorhandenen Coilkrümmung zu entfernen, sondern führt dazu, dass das Blech in homogener Weise mit den benötigten beweglichen Versetzungen ausgebildet wird.
Das Richten ist somit einerseits notwendig um aus dem gekrümmten Bandmaterial ebene Tafelbleche zu erzeugen, aber eben auch um die Versetzung bereitzustellen. Üblicherweise erfolgt das Richten durch wiederholtes Hin- und Herbiegen in einer Rollenrichtmaschine. Die Eintauchtiefe der Richtrollen nimmt dabei von der Einlaufseite zur Auslaufseite hin stetig ab, sodass die stärkste Plastifizierung im Einlauf der Richtmaschine erreicht wird (Fig. 11).
Im Gegensatz zu Streckrichtanlagen kommt es in Biegerichtanlagen im Mittel zu keiner Ver- längerung des Richtguts. Im Kernbereich des Materials liegt daher eine neutrale (= unge- streckte, nicht plastifizierte) Faser vor. Abhängig von den geometrischen Bedingungen insbe- sondere dem Rollendurchmesser und Abstand, der Eintauchtiefe und der Blechdicke beim Richten plastifizieren die oberflächennahen Randbereiche der Bleche. Der Anteil des oberflä- chennahen plastifizierten Volumens im Bereich der neutralen Faser nennt man relatives plas- tifiziertes Volumen.
Erfindungsgemäß beträgt dieses relative plastifizierte Volumen mindestens 70 %.
Das Ausmaß der Plastifizierung, das heißt der Anteil des relativen plastifizierten Volumens beim Richten kann erfindungsgemäß erhebliche Auswirkung auf die mechanischen Eigen- schaften des Werkstoffs haben. In Figur 13 erkennt man den Versuch bei einem Material mit C = 0,12%, Si = 0,2%, Mn = 2,3%, Ti = 0,014% und 21 ppm Bor, dass abhängig von der maximalen Rolleneintauchtiefe die mechanischen Eigenschaften gegenüber einem nicht gerichteten Material in einem über- raschend hohen Umfang ansteigen. Insbesondere wenn nach dem Direkthärten und Richten eine Anlassstufe (in diesem Beispiel wurde für 5 Minuten bei 170°C angelassen) erfolgt wird sehr deutlich, wie stark die beweglichen Versetzungen wirken, die beim nachfolgenden An- lassprozess durch Kohlenstoff fixiert werden.
Wie die Versuche zeigen, lässt sich durch Biegerichten mit 70 bis 80 % relativer Plastifizie- rung (in der Figur mit Vpl/V gekennzeichnet) gegenüber dem direkten Ausgangszustand ein Rp02-Anstieg in der Größenordnung von 150 MPa erzielen. Die Plastifizierung hat demnach einen erheblichen Anteil an der erzielbaren Dehngrenze.
Ultra hochfeste Tafelbleche mit mindestens Rp02 größer als 1100 MPa werden wie bereits ausgeführt bisher nicht an Warmbandstraßen mittels Direkthärten hergestellt, sondern zu- nächst an einem Quartowalzgerüst gewalzt und in einem nachfolgenden Prozessschritt tafel- gehärtet. Grund dafür ist, dass die notwendigen Flaspelkräfte nicht zur Verfügung stehen.
Aus der Notwendigkeit, die erfindungsgemäß durch Plastifizierung erzielbare Fest i g ke i tsste i - gerung zu nutzen um den Gehalt an Legierungselementen, insbesondere Kohlenstoff abzu- senken sowie aus dem Umstand, dass die erforderliche Plastifizierung im Bereich größer als70 % liegen soll folgt, dass die Vermeidung von Direkthärten und Flaspeln nicht länger notwendig ist.
Somit wird erfindungsgemäß durch die plastische Verformung in Verbindung mit dem Anlass- schritt die Schweißbarkeit des Materials verbessert, denn sie ermöglicht die erfindungsgemäß optimierte Legierungszusammensetzung insbesondere die Reduktion des Gehalts an Kohlen- stoff.
Der Anlassprozess dient der Einstellung der gewünschten Streck- bzw. Dehngrenze unter gleichzeitiger Wahrung der nach dem Direkthärten vorhandenen, vorteilhaften Zugfestig- keits- Zähigkeits- und Umformeigenschaften. Es konnte festgestellt werden, dass Anlasstem- peraturen unter 100°C keinen nennenswerten Effekt verursachen, während Anlasstempera- turen oberhalb von 200°C zu merkbaren Erweichungserscheinungen führen. Dem entspre- chend sind Anlasstemperaturen zwischen 100 und 200°C erfindungsgemäß angestrebt.
Infolge des Anlassprozesses steigt der Quotient Rp02/Rm, das sogenannte Streckgrenzen- verhältnis, gegenüber dem direktgehärteten und gerichteten Zustand überraschenderweise deutlich an und liegt im Intervall 0,87 bis 0,98 (Längszugproben). Untersuchungen an einem erfindungsgemäßen Material 0,18 % Kohlenstoff, 0,19 % Silizium, 2,26 % Mangan, 0,27 % Chrom, 0,021 % Titan und 0,0024 % Bor Rest Eisen und Verunrei- nigungen führten nach Anlassen mit Variaton von Haltezeit und Anlasstemperaturen zu den Ergebnissen entsprechend der Figuren 4 bis 8.
Das entsprechende Material wurde gewalzt, direkt gehärtet und erfindungsgemäß auf der Warmbreitbandstraße aufgehaspelt. Der Einsatz von Quartogerüsten war hierbei nicht not- wendig.
Das Material wurde anschließend abgehaspelt, gerichtet und quergeteilt, wobei die Wärme- behandlung an Probetafeln in einem Laborofen an Luft erfolgten. Der Zeit-Temperatur-Ver- lauf wurde mittels Thermoelement gemessen.
In Figur 4 erkennt man, dass bei Anlasstemperaturen oberhalb 150°C und unterhalb von 275°C bei einer Haltezeit von lediglich einer Minute überraschend hohen Werkstofffestigkei- ten erreicht wurden.
Bei einer Haltezeit von fünf Minuten wurde in einem Temperaturintervall von 110° bis 325°C ebenfalls eine erhebliche Härte ermöglicht, wobei die Zugfestigkeit Rm bis auf deutlich über 1500 MPa steigerbar ist, bei einer Streckgrenze Rp02 ebenfalls über 1400MPa liegt. Zu er- kennen ist auch, dass gemäß Figur 6 und Figur 7 bei Haltezeiten von 30 Minuten und 300 Mi- nuten keine wesentlichen Unterschiede mehr erzielbar sind.
Bezüglich der Kerbschlagbiegearbeit (Untersuchung nach DIN EN ISO 148) wird in Figur 8 ersichtlich, dass bei den angegebenen Haltetemperaturen und bei den angegebenen Halte- dauern ein sehr gutes Zähigkeitsniveau erzielbar ist, wobei insbesondere bei einer Minute und fünf Minuten die Eigenschaften über einen weiten Temperaturbereich sicher erzielbar sind.
Als Stahlzusammensetzung ist erfindungsgemäß eine Zusammensetzung geeignet wie folgt, wobei alle Angaben in Masseprozent sind.
C = 0,09 bis 0,20
Si = 0,10 bis 0,50
Mn = 1,0 bis 3,0
P = max. 0,0150
S = max. 0,0050
AI = 0,015 bis 0,055 io
Cr = 0, 2 bis 1,0
Ni = max. 0,5
Mo = max. 0,3
V = max. 0,12
Nb = max. 0,035
B = 0,0008 bis 0,0040
N = max. 0,0100
Ti = 0,015 bis 0,030
optional: Ca = 0,0010 bis 0,0040
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte, unvermeidliche Verunreinigungen.
Insbesondere geeignet ist ein Stahl mit
C = 0,16 bis 0,20
Si = 0,10 bis 0,25
Mn = 2,0 bis 2,4
P = max. 0,0150
S = max. 0,0015
AI = 0,015 bis 0,055
Cr = 0,2 bis 0,5
Ni = max. 0,1
Mo = max. 0,05
V = max. 0,12
Nb = max. 0,01
Ti = 0,015 bis 0,030
B = 0,0008 bis 0,0040
N = max. 0,0080
optional: Ca = 0,0010 bis 0,0040
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte unvermeidliche Verunreinigungen, wobei auch hier alle Prozentangaben so nicht anders angegeben in Masseprozent sind.
Mit dem erfindungsgemäßen niedrigen Kohlenstoffgehalt kann in Verbindung mit der erfin- dungsgemäßen Direkthärtung ein gewünschter Festigkeitsbereich von 1150 MPa bis 1500 MPa an Zugfestigkeit Rm abgedeckt werden. Dadurch dass Gehalte > 0,2 % vermieden wer- den, kann die Kaltrissanfälligkeit beim Schweißen unterbunden werden.
Silizium ist ein wichtiges Element zum Desoxidieren des Stahls und führt zu Festigkeitssteige- rungen. Siliziumgehalte > 0,1 Masse-% erleichtern die Erzielung niedriger Schwefelgehalte, erhöhen ab 0,25 Masse-% aber die Zunderanfälligkeit.
Mangan ist ein wichtiges Element zur Umwandlungsverzögerung. In der erfindungsgemäßen Zusammensetzung sind andere umwandlungsverzögernde Elemente nicht oder nur in gerin- geren Gehalten zu legiert, weshalb bevorzugt ein Mangangehalt > 2 % legiert wird, um beim erfindungsgemäßen Direkthärten ein martensitisches Gefüge zu erreichen.
Bei größeren Erzeugnisdicken und damit geringeren Kühlraten kann es erfindungsgemäß sinnvoll sein, den Mangangehalt auf bis zu 3 % anzuheben. Das in der erfindungsgemäßen Mischung vorhandene Aluminium ist ein wichtiges Element zum Desoxidieren, wird jedoch bei der vorliegenden Erfindung anders als im Stand der Technik nicht zum Abbinden des Stickstoffes verwendet, da hierfür Titan verwendet wird. Dementsprechend ist der Gehalt ge- wählt.
Ein weiteres wichtiges Element zur Umwandlungsverzögerung ist Chrom, welches günstiger als Molybdän und Nickel ist, wobei höhere Chromgehalte eine Zunderanfälligkeit erhöhen, je- doch die Anlassbeständigkeit verbessern.
Vanadium ist erfindungsgemäß nicht zwingend notwendig, kann jedoch zugesetzt werden um die Anlassbeständigkeit in Bereichen lokaler Wärmeeinwirkung zu heben, wobei Gehalte > 0,12 % die Zähigkeit verschlechtern und vermieden werden sollen.
Der angegebene Gehalt an Niob ist ebenfalls nicht zwingend notwendig, jedoch kann es zur zusätzlichen Kornfeinerung eingesetzt werden. Das erfindungsgemäße Direkthärten ist je- doch mit Gehalten > 0,035 Masse-% nicht zuverlässig, da die Härtbarkeit vermindert wird.
Das in dem erfindungsgemäßen Stahl vorhandene Titan bindet den Stickstoff zu Titannitrid und verhindert damit die Bildung von Bornitrid, welches die Härtbarkeit stark reduzieren würde. Das vorhandene Bor ist ein wichtiges Element zur Umwandlungsverzögerung.
Gegebenenfalls kann Calcium zugesetzt werden, um eine Sulfidformbeeinflussung durchzu- führen, wodurch stark gestreckte Mangansulfide effektiv verhindert werden. In diesem Fall soll der Ca-Gehalt nicht geringer sein als 0,0010, da sonst keine ausreichende Sulfidformbe- einflussung gewährleistet ist. Weiters soll der Ca-Gehalt 0,0040 nicht überschreiten, um eine Herabsetzung der Zähigkeit zu vermeiden.
Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass durch die spezielle Auswahl der Stahlzusammenset- zung einerseits und andererseits durch die Direkthärtung mit einem nachfolgenden mechani- schen Richtprozess und einer entsprechenden Anlassbehandlung im Bereich zwischen 100 und 200°C sehr zuverlässig höherfeste Baustähle erreicht werden, welche gut schweißbar sind.

Claims

Internationale Patentanmeldung voestalpine Stahl GmbH VAS1053PWO Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines ultrahochfesten, warmgewalzten Baustahls bzw. Konstruk- tionsstahls, wobei ein Stahl erzeugt wird, mit einem verminderten Kohlenstoffgehalt der nicht größer als 0,2 % ist, wobei zur Vermeidung einer diffusiven Umwandlung des Austenits eine ausreichende Umwandlungsverzögerung durch die Zugabe von Mangan, Chrom und Bor er- reicht wird, wobei das Stahlmaterial in bekannter Weise vergossen wird und das vergossene Material zum Zwecke des Warmwalzens einer Temperaturerhöhung unterzogen wird, wobei das Band nach dem Walzprozess unmittelbar direkt gehärtet wird, wobei sich das Martensit- gefüge aus dem verformten Austenit bildet und das so erzeugte Material anschließend me- chanisch gerichtet wird um bewegliche Versetzungen bereitzustellen, wobei das Material an- schließend zur Einstellung der gewünschten Streck- bzw. Dehngrenze unter gleichzeitiger Wahrung der nach dem Direkthärten vorhandenen Zugfestig keits-, Zähigkeits- und Umform- eigenschaften angelassen wird, wobei die Anlasstemperatur zwischen 100 und 200 ° C liegt, wobei der Stahl aus folgenden Legierungselemente besteht, wobei alle Angaben in Mas- seprozent sind:
C = 0,09 bis 0,20
Si = 0,10 bis 0,50
P = max. 0,0150
S = max. 0,0050
AI = 0,015 bis 0,055
Ni = max. 0,5
Mo = max. 0,3
V = max. 0,12
Nb = max. 0,035
N = max. 0,0100
Ti = 0,015 bis 0,030
optional: Ca = 0,0010 bis 0,0040, wobei zur Vermeidung einer diffusen Umwandlung Bor in einem Gehalt von 0,0008 bis 0,0040 Masseprozent zulegiert ist und zudem Chrom in Gehalten von 0,2 bis 1,0 Massepro- zent zulegiert wird, um die Härtbarkeit zu steigern und zudem Mangan in Gehalten von 1 bis 3 Prozent zulegiert wird sowie Rest Eisen und erschmelzungsbedingte, unvermeidliche Ver- unreinigungen.
2. Verfahren nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einem vollmartensitischen Gefüge zur Erhöhung der Festigkeit im direkt gehärteten Zustand Mangan mit 2 bis 3 % zulegiert werden.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet,
dass in einem Temperaturbereich von 120 bis 200 ° C für 1 bis 30 Minuten bevorzugt 130 bis 190 °C für 2 bis 14 Minuten und insbesondere bei 135 °C bis 170 ° C für 2 bis 5 Minuten an- gelassen wird.
4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass ein Stahl mit der folgenden Zusammensetzung verwendet wird, wobei alle Angaben in Masseprozent sind:
C = 0,16 bis 0,20
Si = 0,10 bis 0,25
Mn = 2,0 bis 2,4
P = max. 0,0150
S = max. 0,0015
AI = 0,015 bis 0,055
Cr = 0,2 bis 0,5
Ni = max. 0,1
Mo = max. 0,05
V = max. 0,12
Nb = max. 0,01
Ti = 0,015 bis 0,030
B = 0,0008 bis 0,0040
N = max. 0,0080
optional: Ca = 0,0010 bis 0,0040
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte, unvermeidliche Verunreinigungen.
5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass zur Vermeidung von der Bildung von Bornitriden Titan zum Binden des freien Stickstoffs zugefügt wird.
6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass zur Vermeidung einer diffusiven Umwandlung des Austenits zur Erreichung eines martensitischen Gefüges eine ausreichende Umwandlungsverzögerung eingestellt wird durch die Elemente Mangan, Chrom und Bor.
7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass der Direkthärtungsprozess so durchgeführt wird, dass mit ei- ner hohen Kühlrate von mindestens 5 K/sek insbesondere > 10 K/sek bevorzugt mit 30 K/sek bis 100 K/sek gekühlt wird, sodass beim Erreichen der Kühlstopptemperatur mindes- tens 95 % des Austenits in Martensit umgewandelt sind.
8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass das mechanische Richten so durchgeführt wird, dass zur Be- reitstellung eines ausreichenden Maßes an beweglichen Versetzungen das realtive plastifi- zierte Volumen nicht unter 70 Vol- % liegt.
9. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass das Anlassen so durchgeführt wird, dass der Quotient Rp02/Rm, dass sogenannte Streckengrenzverhältnis zwischen 0,87 bis 0,98 gemessen an Längszugsproben beträgt.
10. Stahlblech, welches ein warmgewalztes Stahlblech ist, wobei das Stahlblech, eine chemi- sche Zusammensetzung, in Masseprozent umfasst,
C = 0,09 bis 0,20
Si = 0,10 bis 0,50
Mn = 1,0 bis 3,0
P = max. 0,0150
S = max. 0,0050
AI = 0,015 bis 0,055
Cr = 0, 2 bis 1,0
Ni = max. 0,5
Mo = max. 0,3
V = max. 0,12 Nb = max. 0,035
B = 0,0008 bis 0,0040
N = max. 0,0100
Ti = 0,015 bis 0,030
optional: Ca = 0,0010 bis 0,0040
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte, unvermeidliche Verunreinigungen.
11. Stahlblech nach Ansprüche 10, umfassend,
C = 0,16 bis 0,20
Si = 0,10 bis 0,25
Mn = 2,0 bis 2,4
P = max. 0,0150
S = max. 0,0015
AI = 0,015 bis 0,055
Cr = 0,2 bis 0,5
Ni = max. 0,1
Mo = max. 0,05
V = max. 0,12
Nb = max. 0,01
Ti = 0,015 bis 0,030
B = 0,0008 bis 0,0040
N = max. 0,0080
optional: Ca = 0,0010 bis 0,0040
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte, unvermeidliche Verunreinigungen.
12. Stahlblech nach einem der Ansprüche 10 oder 11, wobei
das warmgewalzte Stahlblech ein Gefüge aufweist welches zu mehr als 95% bevorzugt mehr als 99% Martensit, Rest Bainit und/oder Ferrit besteht.
13. Stahlblech nach einem der Ansprüche 10 bis 12, wobei
der Quotient Rp02/Rm, das sogenannte Streckengrenzverhältnis zwischen 0,87 bis 0,98 be- trägt.
14. Verwendung des Stahlbleches nach einem der Ansprüche 10 bis 13, hergestellt nach ei- nem der Verfahrensansprüche 1 bis 9, wobei das Stahlblech als Material für Teleskoparme für Kräne oder als Material für Ausleger für Betonpumpen verwendet wird.
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