WO2020109447A1 - Verfahren zur herstellung eines mehrphasenstahls - Google Patents

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WO2020109447A1
WO2020109447A1 PCT/EP2019/082865 EP2019082865W WO2020109447A1 WO 2020109447 A1 WO2020109447 A1 WO 2020109447A1 EP 2019082865 W EP2019082865 W EP 2019082865W WO 2020109447 A1 WO2020109447 A1 WO 2020109447A1
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phase
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Mostafa BIGLARI
Christoph Hassel
Ulrich Sommers
Thomas Heimann
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    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a multi-phase steel, in particular in the form of a strip, in which the steel during its production initially has an austenite content of greater than 50%, preferably an austenite content of greater than 90% and particularly preferably of, in a first step a fully austenitic area is brought into a partially austenitic area and the steel is then cooled in a second step from the partially austenitic area, a microstructure model being used to determine at least one phase portion of the steel.
  • multi-phase steels Due to their mechanical properties, multi-phase steels in particular enable a lightweight construction of structural parts of car bodies.
  • the temperature is brought into the so-called intercritical range. This creates a microstructure with multiple phases (austenite and ferrite). Through targeted cooling, the austenite is (partially) converted into ferrite, martensite, bainite and / or pearlite in order to achieve a desired microstructure.
  • these intercritical processes require a more precise temperature-time profile or an exact tracking of the structure.
  • suitable process control and / or process control variables can then be derived for process optimization and / or the process models can be adapted online. It is also known to carry out the process control solely by means of structural models and conventional operating parameters. Examples of such conventional operating parameters are the temperature, the geometry of the product, the degree of rolling and the process speed. From WO 99/24182 A1 it is known to determine the operating parameters of a metallurgical plant for the treatment of steel or aluminum by means of a structure optimizer depending on the desired material properties of the metal. The expected material and usage properties are determined by means of a structure observer. There follows a comparison between target values and the values determined by the structural observer for the material and usage properties. If there is a difference between the observed or calculated and the determined values, the operating parameters such as the inlet and outlet temperature of the rolling section and the degrees of reduction are changed.
  • WO 99/24182 A1 also explains the changes in the structure of steel during rolling, while DE 199 41 600 A1 and DE 199 41 736 A1 describe the ga structural transformation of steel in more detail.
  • DE 10 2016 100 811 A1 describes a method in which the process is determined on the basis of a calculated structural parameter. This will used a model with adapted ZTU diagrams to calculate the phase components during cooling from the intercritical area.
  • DE 10 2012 224 502 A1 describes a method for calculating ZTU diagrams from the fully austenitic range for process control in steel production.
  • the metrological acquisition requires the use of complex measurement methods, which makes it difficult to use this method in practice
  • the setting of the phase components is essential for setting the mechanical properties, in particular of multi-phase steels. These phase fractions are determined by the alloy of the multiphase steel and the phase fractions of the multiphase steel at the beginning and the time-temperature profile of the multiphase steel that is present during manufacture. If it were possible to predict the phase components using a process model, then the required time-temperature profile could be calculated. The process control can then change the production parameters so that the required time-temperature profile for setting the desired phase proportions is available.
  • the invention is based on the object of developing a generic method in such a way that it is possible to provide a structural model which allows an improved prediction of the phase components of the steel.
  • the solution to this problem by the invention is characterized in that the structural model for the transformation temperature and / or the cooling rate is based in the first step on an equation that applies to the transformation from the fully austenitic range, the equation for the Calculation of the transformation from the part austenitic range is modified in the second step. It is preferably provided that the relationship is used as the basis for the conversion in the above-mentioned first step from the fully austenitic range for the conversion (start) temperature (T °):
  • Ci, Cj concentrations of the individual elements
  • M ASTM grain size (between 1 and 10)
  • T f ' T F + d l> A + d l A-' + d 2 with do, di, d2: predefined regression coefficients
  • Ci, Cj concentrations of the individual elements
  • n number of elements considered
  • M ASTM grain size (between 1 and 10)
  • G 0 represents the transition temperature at which ferrite, pearlite, bainite or martensite is formed or the formation of pearlite is terminated.
  • the size 7 0 provided with a P (or a dot) indicates the maximum cooling rate at which ferrite or pearlite is formed or whether the structure contains 100% ferrite and pearlite or whether it forms 20 for example , 80 or 100% martensite is coming.
  • the parameters ai, bi, ci represent corresponding regression constants and Cj, Ci the concentrations of the individual elements in percent by weight.
  • the transformation in the partially austenitic range can be calculated for at least one phase component of the steel and this phase component can be compared with a desired value, with deviations between the calculated and desired phase component changing at least one manufacturing parameter so that the calculated value corresponds to the desired value as close as possible.
  • the manufacturing parameter can be the temperature of the steel, the treatment time of the steel and / or the pressure exerted on the steel.
  • the steel can be cooled in at least two successive cooling steps, namely first in a first cooling step with a first cooling rate and a second cooling step with a second cooling rate, the second cooling rate being greater than the first cooling rate.
  • the second cooling rate is preferably at least 10 K / s.
  • At least some of the above-mentioned technological parameters are preferably specified and kept at the specified values in a closed control loop.
  • the proposed method is preferably used for cooling steel strips to produce multi-phase steels.
  • the present invention relates to a manufacturing method for multi-phase steels, wherein a model for the prediction of phase components in the cooling of the steel from the intercritical range is used for process control.
  • the basic equations are known from DE 10 2012 224 502 A1 mentioned above, to which extent reference is expressly made here. However, the previously known relationships are expanded to take into account the influence of the presence of ferrite. In addition to the previously known equations, the relationships mentioned above are therefore used.
  • the proposed process for the production of multiphase steel accordingly provides that the steel is first brought (from the fully austenitic area) to the partially austenitic area during the production, and the steel is then cooled from this partially austenitic area.
  • a (microstructure) model is used that can predict at least one phase fraction of the steel at at least one point in the manufacturing process. This model is used to determine at least one phase component as an intermediate parameter or to determine an input parameter. If there is a discrepancy between the desired phase component and the predicted (calculated) phase component, at least one parameter can then be changed which influences the temperature and / or the treatment time and / or the pressure.
  • CR2> CR1 should apply and T2 ⁇ T1.
  • a strength TS is calculated from the phase components thus calculated. This strength is compared with the properties desired for the material TS SO II. If these do not match, one of the process variables T1, T2, CR1, CR2 can be changed in a pre-control process or post-control process in order to adapt TS to TS SO II.
  • T1, T2, CR1, CR2 can be changed in a pre-control process or post-control process in order to adapt TS to TS SO II.
  • FIG. 5 shows the rapid cooling process and FIG. 6 examples of a combined rapid and slow cooling.
  • FIG. 1 A representation of the so-called Gibbs energy for pure iron is shown in FIG.
  • the graphic shows that the individual phases ferrite, austenite and the liquidus phase occupy a minimum in a certain characteristic temperature range in which these phases are stable. Since the rolling and cooling of the material does not result in an equilibrium state in which the rolling stock could cool without external influences, but is a dynamic process due to the rolling process and the cooling process (whereby dynamic cooling rates in the range of around 10 K / s are also involved here up to over 100 K / s can be used), the phase transition temperatures at which heat is released must also be calculated or determined in the dynamic case. For this, empirical equilibrium formulas are used, which allow all transformation temperatures to be determined in the ferrite, pearlite, bainite and martensite phases. These formulas are:
  • T 0 means the transition temperature at which ferrite, pearlite, bainite or martensite is formed or the formation of pearlite is terminated.
  • the size 7 0 provided with a P indicates the maximum cooling rate at which ferrite or pearlite is formed or whether the structure contains 100% ferrite and pearlite or whether it forms 20 for example , 80 or 100% martensite is coming.
  • the parameters ai, bi, ci represent corresponding regression constants and Cc, Ci the concentrations of the individual elements in percent by weight.
  • M is the ASTM grain size and can take values between 1 and 10 accordingly.
  • ZTU time-temperature conversion diagram
  • FIG. 2 for cooling from the fully austenitic state - the cooling of a DP600 material in the fully austenitic state is shown as an example.
  • the cooling curve relevant here is marked with an asterisk in FIG. 2.
  • the material cools from 900 ° C to 300 ° C at a constant cooling rate of 35 K / s. After the transformation, approximately 48.5% ferrite, 1.7% pearlite, 41.3% bainite and 8.5% martensite are obtained.
  • FIG. 3 shows the cooling and the phase profile with a ferrite content of 25% before cooling.
  • the cooling curve relevant here is again marked with an asterisk in FIG. 3.
  • a DP600 material cools from 900 ° C to 300 ° C with a constant cooling rate of 15 K / s.
  • the austenite content was 75% and the ferrite content 25%. After cooling, the austenite still present converts to approx. 51.2% ferrite, 0% pearlite, 29.4% bainite and 19.4% martensite. Compared to the fully austenitic state, more martensite is formed and the pearlite transformation only starts at lower cooling rates.
  • the slow cooling process is shown in FIG. The cooling curve relevant here is again marked with an asterisk in FIG. 4.
  • a DP600 material cools from 900 ° C to 680 ° C at a constant cooling rate of 15 K / s. The austenite content drops from 100% to 65% and 35% ferrite is formed.
  • the “rapid cooling process” is shown in FIG. The authoritative here The cooling curve is again marked with an asterisk in FIG. 5.
  • a second cooling step a DP600 material is cooled from 680 ° C to 300 ° C at a constant cooling rate of 35 K / s. Before the second cooling step, the austenite content was 65% and the ferrite content 35%.
  • FIG. 6 again shows examples of combined fast and slow cooling with a low cooling rate (CR1) and a high cooling rate (CR2).

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Mehrphasenstahls, insbesondere in Form eines Bandes, bei dem der Stahl während seiner Herstellung zunächst in einem ersten Schritt von einem vollaustenitischen Bereich in einen teilaustenitischen Bereich gebracht wird und der Stahl dann in einem zweiten Schritt vom teilaustenitischen Bereich abgekühlt wird, wobei ein Gefügemodell zur Bestimmung mindestens eines Phasenanteils des Stahls eingesetzt wird. Um ein Gefügemodell bereitzustellen, welches eine verbesserte Vorhersage der Phasenbestandteile des Stahls erlaubt, sieht die Erfindung vor, dass bei dem Gefügemodell für die Umwandlungstemperatur und/oder für die Kühlrate im ersten Schritt eine Gleichung zugrunde gelegt wird, die für die Umwandlung aus dem vollaustenitischen Bereich gilt, wobei die Gleichung für die Berechnung der Umwandlung aus dem teilaustenitischen Bereich im zweiten Schritt modifiziert wird.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Mehrphasenstahls
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Mehrphasenstahls, insbesondere in Form eines Bandes, bei dem der Stahl während seiner Herstellung zunächst in einem ersten Schritt von einem Austenitgehalt von größer als 50 %, vorzugsweise von einem Austenitgehalt von größer als 90 % und besonders bevorzugt von einem vollaustenitischen Bereich, in einen teilauste- nitischen Bereich gebracht wird und der Stahl dann in einem zweiten Schritt vom teilaustenitischen Bereich abgekühlt wird, wobei ein Gefügemodell zur Bestimmung mindestens eines Phasenanteils des Stahls eingesetzt wird.
Mehrphasenstähle ermöglichen wegen ihrer mechanischen Eigenschaften ins besondere eine Leichtbauweise von strukturellen Teilen von Autokarosserien. Während der Herstellung dieser Stähle wird die Temperatur in den sogenannten interkritischen Bereich gebracht. Hierdurch entsteht eine Mikrostruktur mit mehreren Phasen (Austenit und Ferrit). Durch eine gezielte Abkühlung wandelt sich der Austenit (teilweise) in Ferrit, Martensit, Bainit und/oder Perlit um, um eine gewünschte Mikrostruktur zu erreichen. Gegenüber herkömmlichen Stählen verlangen diese interkritischen Prozesse ein genaueres Temperatur-Zeit-Profil bzw. eine genaue Verfolgung des Gefüges.
Für die Verfolgung des Gefüges können sowohl Messungen als auch (Gefüge)Modelle eingesetzt werden.
Aus der DE 199 41 600 A1 , aus der DE 199 41 736 A1 und aus der WO 2014 177 431 A1 sind Verfahren zur Prozessführung und Prozessoptimierung beim Warmwalzen von Metall bekannt, wobei die vom heißen Metall emittierte elektromagnetische Strahlung als Spektrum online erfasst und ausgewertet wird oder wobei die Breite des Metalls online gemessen wird oder wobei die von einem Röntgenstrahlgerät emittierte elektromagnetische Strahlung das Metall (hier in Form eines Metallbandes) durchdringt und auf der Rückseite des Metallbandes online erfasst und ausgewertet wird. Damit kann eine Auswertung von kristallografischen und/oder Gefügeumwandlungen und/oder chemischen Umwandlungen erfolgen, die bei bestimmten Temperaturen des Metalls auftreten. In Abhängigkeit des Umwandlungsgrades bzw. des Umwandlungsverlaufs können dann geeignete Prozesssteuer- und/oder Prozessregelgrößen zur Prozess optimierung abgeleitet werden und/oder eine Online-Adaption der Prozessmodelle erfolgen. Es ist ebenfalls bekannt, die Prozesssteuerung alleine mittels Gefügemodellen und herkömmlichen Betriebsparametern vorzunehmen. Beispiele solcher herkömmlichen Betriebsparameter sind die Temperatur, die Geometrie des Produkts, der Walzgrad und die Prozessgeschwindigkeit. Aus der WO 99/24182 A1 ist es bekannt, die Betriebsparameter einer hüttentechnischen Anlage zur Behandlung von Stahl oder Aluminium mittels eines Gefügeoptimierers in Abhängigkeit der gewünschten Materialeigenschaften des Metalls zu bestimmen. Mittels eines Gefügebeobachters werden die zu erwartenden Material- und Gebrauchseigenschaften ermittelt. Es folgt ein Vergleich zwischen Sollwerten und den von dem Gefügebeobachter ermittelten Werten für die Material- und Gebrauchseigenschaften. Sofern eine Differenz zwischen den beobachteten bzw. berechneten und den ermittelten Werten vorliegt, werden die Betriebsparameter, wie Eingangs- und Ausgangstemperatur der Walzstrecke sowie die Reduktionsgrade, verändert.
In der WO 99/24182 A1 sind zudem die Veränderungen des Gefüges von Stahl beim Walzen erläutert, während die DE 199 41 600 A1 bzw. die DE 199 41 736 A1 die g-a-Gefügeumwandlung von Stahl näher beschreiben. In der DE 10 2016 100 811 A1 wird eine Methode beschrieben, bei der der Prozess anhand eines errechneten Gefügekennwerts bestimmt wird. Hierzu wird ein Modell mit angepassten ZTU-Schaubildern zur Berechnung der Phasen bestandteile bei Abkühlen aus dem interkritischen Bereich benutzt.
Die DE 10 2012 224 502 A1 beschreibt eine Methode zur Berechnung von ZTU- Schaubilder aus dem vollaustenitischen Bereich zur Prozesssteuerung bei der Stahlerzeugung.
Die messtechnische Erfassung setzt den Einsatz von komplexen Messmethoden voraus, was den Einsatz dieser Methode in der Praxis erschwert
In der DE 10 2016 100 811 A1 wird erläutert, dass angepasste ZTU-Schaubilder für die Abkühlung aus dem interkritischen Bereich notwendig sind. Das hierzu verwendete Modell wird hier aber nicht näher beschrieben. Allerdings wird dort nicht beschrieben, wie die ZTU-Schaubilder berechnet werden können.
Die Berechnung von ZTU-Schaubildern aus dem vollaustenitischen Zustand ist allerdings aus der DE 10 2012 224 502 A1 bekannt; auf dieses Dokument der Patentanmelderin wird nachfolgend explizit Bezug genommen. Die dort genannten Formeln sind jedoch für den Fall einer Austenitisierung im Bereich von kleiner als 100 % nicht ausreichend, da nicht berücksichtigt wird, dass durch den schon vorhandenen Anteil an umgewandeltem Ferrit bereits Keimstellen für weitere Umwandlung vorhanden sind.
Für die Einstellung der mechanischen Eigenschaften insbesondere von Mehrphasenstählen ist die Einstellung der Phasenanteile wesentlich. Diese Phasenanteile werden durch die Legierung des Mehrphasenstahls und die Phasenanteile des Mehrphasenstahls am Anfang und das Zeit-Temperatur-Profil des Mehrphasenstahls, das bei der Herstellung vorliegt, bestimmt. Falls es möglich wäre, die Phasenanteile mit einem Prozessmodell vorherzusagen, dann könnte dadurch das benötigte Zeit-Temperatur-Profil berechnet werden. Die Prozesssteuerung kann dann die Produktionsparameter ändern, so dass das benötigte Zeit-Temperatur-Profil zur Einstellung der gewünschten Phasenanteile vorliegt.
Die bislang verfügbaren Prozessmodelle können nicht genau genug die Phasenumwandlungen von Mehrphasenstählen berechnen, weil die her kömmlichen Modelle die geänderte Kinetik bei der Kühlung aus dem interkritischen Bereich nicht berücksichtigen.
Der Erfindung liegt die A u f g a b e zugrunde, ein gattungsgemäßes Verfahren so fortzubilden, dass es ermöglicht wird, ein Gefügemodell bereitzustellen, welches eine verbesserte Vorhersage der Phasenbestandteile des Stahls erlaubt.
Die L ö s u n g dieser Aufgabe durch die Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass bei dem Gefügemodell für die Umwandlungstemperatur und/oder für die Kühlrate im ersten Schritt eine Gleichung zugrunde gelegt wird, die für die Umwandlung aus dem vollaustenitischen Bereich gilt, wobei die Gleichung für die Berechnung der Umwandlung aus dem teilaustenitischen Bereich im zweiten Schritt modifiziert wird. Bevorzugt ist dabei vorgesehen, dass für die Umwandlung im oben genannten ersten Schritt aus dem vollaustenitischen Bereich für die Umwandlungs(start)- Temperatur (T°) die Beziehung zugrunde gelegt wird:
Figure imgf000006_0001
mit ai, bij, ci: vorgegebene Regressionskonstanten
Ci, Cj: Konzentrationen der einzelnen Elemente
in Gewichtsprozent
n: Anzahl der berücksichtigen Elemente † : aktuelle Kühlrate
M: ASTM-Korngröße (zwischen 1 und 10)
Für die Umwandlungstemperatur (T°) aus dem teilaustenitischen Bereich im oben genannten zweiten Schritt kann dann die genannte Beziehung wie folgt modifiziert wird:
Tf' = TF + dl>A + dlA-' + d2 mit do, di, d2: vorgegebene Regressionskoeffizienten
A: Austenitanteil zu Beginn der Umwandlung
Für die Umwandlung aus dem vollaustenitischen Bereich im oben genannten ersten Schritt für die kritische Kühlrate 7 01 e kann die Beziehung zugrunde gelegt werden:
log(
Figure imgf000007_0001
mit ai, bi J, ci: vorgegebene Regressionskonstanten
Ci, Cj: Konzentrationen der einzelnen Elemente
in Gewichtsprozent
n: Anzahl der berücksichtigen Elemente
†: kritische Kühlrate
M: ASTM-Korngröße (zwischen 1 und 10)
Für die Umwandlung aus dem teilaustenitischen Bereich im oben genannten zweiten Schritt kann dann für die Kühlraten (kritische Kühlgeschwindigkeiten) die genannte Beziehung wie folgt modifiziert werden: log(70') = log( 70) + e0A + e A 1 + e2 mit eo, ei, e . vorgegebene Regressionskoeffizienten
A: Austenitanteil zu Beginn der Umwandlung
Zu den genannten Kühlraten (d. h. kritische Grenzkühlraten) sei folgendes angemerkt: G0 stellt die Umwandlungstemperatur dar, bei denen Ferrit, Perlit, Bainit oder Martensit gebildet wird beziehungsweise die Bildung von Perlit beendet wird. Die mit einem P (bzw. einem Punkt) versehene Größe 7 0 gibt die maximale Kühlrate an, bei welcher es zur Bildung von Ferrit oder Perlit kommt oder ob die Struktur beispielsweise 100% Ferrit und Perlit enthält, oder ob es beispielsweise zur Bildung von 20, 80 oder 100% Martensit kommt. In den Gleichungen stellen die Parameter ai, bi, ci entsprechende Regressionskonstanten dar und Cj, Ci die Konzentrationen der einzelnen Elemente in Gewichtsprozent.
Über das Gefügemodell kann die Umwandlung im teilaustenitischen Bereich für mindestens einen Phasenanteil des Stahls berechnet und dieser Phasenanteil mit einem gewünschten Wert verglichen werden, wobei bei Abweichungen zwischen dem berechneten und gewünschten Phasenanteil mindestens ein Fertigungs parameter verändert wird, sodass sich der berechnete Wert dem gewünschten Wert möglichst weit annähert. Der Fertigungsparameter kann dabei die Temperatur des Stahls, die Behandlungszeit des Stahls und/oder der auf den Stahl ausgeübte Druck sein.
Die Abkühlung des Stahls kann in mindestens zwei aufeinanderfolgenden Abkühlschritten erfolgen, nämlich zunächst in einem ersten Kühlschritt mit einer ersten Kühlrate und einem zweiten Kühlschritt mit einer zweiten Kühlrate, wobei die zweite Kühlrate größer ist als die erste Kühlrate. Die zweite Kühlrate beträgt dabei bevorzugt mindestens 10 K/s. Nach Berechnung der Phasenanteile des Stahls mittels des Gefügemodells kann die Festigkeit des Stahls berechnet werden und der berechnete Wert für die Festigkeit mit einem gewünschten Wert für die Festigkeit verglichen werden, wobei bei Abweichungen zwischen dem berechneten und gewünschten Wert mindestens ein Fertigungsparameter verändert wird, sodass sich der berechnete Wert dem gewünschten Wert möglichst weit annähert.
Dabei werden bevorzugt zumindest einige der oben genannten technologischen Parameter vorgegeben und im geschlossenen Regelkreis auf den vorgegebenen Werten gehalten.
Das vorgeschlagene Verfahren wird dabei bevorzugt zur Abkühlung von Stahlbändern zur Erzeugung von Mehrphasenstählen eingesetzt.
Demgemäß bezieht sich die vorliegende Erfindung auf ein Fierstellungsverfahren für Mehrphasenstähle, wobei ein Modell für die Vorhersage von Phasenanteilen bei der Abkühlung des Stahls aus dem interkritischem Bereich zur Prozessteuerung benutzt wird. Die Basis-Gleichungen sind dabei aus der oben genannten DE 10 2012 224 502 A1 bekannt, auf die insofern an dieser Stelle ausdrücklich Bezug genommen wird. Allerdings werden die vorbekannten Beziehungen erweitert, um dem Einfluss der Anwesenheit von Ferrit Rechnung zu tragen. Zusätzlich zu den bereits vorbekannten Gleichungen werden daher die oben genannten Beziehungen verwendet.
Mit Hilfe dieser Anpassungen ist es möglich, für den Fall der nicht vollständigen Austenitisierung ZTU-Schaubilder zu berechnen, die es erlauben, eine verbesserte Berechnung der Phasenbestandteile nach der Abkühlung durch zuführen. Das vorgeschlagene Verfahren zur Herstellung von Mehrphasenstahl sieht demgemäß vor, dass der Stahl während der Herstellung zunächst (vom vollaustenitischen Bereich) in den teilaustenitischen Bereich gebracht wird, und der Stahl dann aus diesem teilaustenitischen Bereich abgekühlt wird. Dabei wird ein (Gefüge)Modell eingesetzt, das mindestens einen Phasenanteil des Stahls an mindestens einem Punkt des Herstellungsverfahrens Vorhersagen kann. Dieses Modell wird zur Bestimmung mindestens eines Phasenanteils als Zwischen parameter bzw. zur Bestimmung eines Eingangsparameters benutzt. Bei Abweichung zwischen dem gewünschten Phasenanteil und dem vorhergesagten (berechneten) Phasenanteil kann dann mindestens ein Parameter geändert werden, der Einfluss auf die Temperatur und/oder die Behandlungszeit und/oder den Druck nimmt.
Die beschriebene Vorgehensweise kann dabei vorsehen, dass in einem ersten Kühlschritt aus einem Ausgangsphasenanteil Austenit A0 > 30%, vorzugsweise A0 > 50%, der in einem Ofen mit einer Temperatur T0 erzeugt wird, mit einer Kühlrate CR1 bis zur Temperatur T1 (dem sogenannten„Slow cooling process“ - SC) eine bestimmte Menge Ferrit F1 gebildet wird und eine entsprechende Menge Austenit A1 = 100 - F1 verbleibt und vorzugsweise diese Menge F1 < 90% ist und in einem zweiten Kühlschritt mit der Kühlrate CR2 bis zur Temperatur T2 (dem sogenannten „Rapid cooling process“ - RC) eine bestimmte Menge Martensit gebildet wird.
Hierbei soll CR2 > CR1 gelten und T2 < T1. Vorzugsweise ist T2 < 490 °C und T 1 > 600 °C und CR2 > 10 K/s.
Aus den somit berechneten Phasenanteilen wird eine Festigkeit TS errechnet. Diese Festigkeit wird mit den für das Material gewünschten Eigenschaften TSSOII verglichen. Stimmen diese nicht überein, so kann in einem Vorsteuerungsprozess oder Nachsteuerungsprozess eine der Prozessgrößen T1 , T2, CR1 , CR2 verändert werden, um TS an TSSOII anzupassen. In der Zeichnung ist ein Ausführungsbeispiel der Erfindung dargestellt. Es zeigen:
Fig. 1 die Darstellung des Verlaufs der sog. Gibbs-Energie für Reineisen,
Fig. 2 die Abkühlung aus dem voll-austenitischen Zustand (s. oben genannter erster Schritt),
Fig. 3 die Abkühlung mit vorhandenem Ferritgehalt (s. oben genannter zweiter Schritt),
Fig. 4 den langsamen Abkühlungsprozess („Slow cooling process“),
Fig. 5 den schnellen Abkühlungsprozess („Rapid cooling process“) und Fig. 6 Beispiele für eine kombinierte schnelle und langsame Kühlung.
In Figur 1 ist eine Darstellung der sog. Gibbs-Energie für Reineisen dargestellt. Insofern wird ausdrücklich auf die oben genannte DE 10 2012 224 502 A1 der Anmelderin Bezug genommen, wo sich hierzu detaillierte Informationen finden. Aus der Grafik geht hervor, dass die einzelnen Phasen Ferrit, Austenit sowie die Liquidusphase in einem bestimmten charakteristischen Temperaturbereich ein Minimum einnehmen, in welchem diese Phasen stabil sind. Da beim Walzen und Kühlen des Materials kein Gleichgewichtszustand eingenommen wird, bei dem das Walzgut ohne äußere Beeinflussung kühlen könnte, sondern durch den Walzvorgang sowie den Kühlprozess es sich um einen dynamischen Prozess handelt (wobei hier auch dynamische Abkühlraten im Bereich von etwa 10 K/s bis hin zu über 100 K/s verwendet werden können), müssen die Phasenumwandlungstemperaturen, bei denen entsprechend Wärme frei wird, auch im dynamischen Fall berechnet bzw. bestimmt werden. Hierfür werden empirische Ausgleichsformeln verwendet, die eine Bestimmung sämtlicher Umwandlungstemperaturen in die Phasen Ferrit, Perlit, Bainit und Martensit gestatten. Diese Formeln lauten:
Figure imgf000012_0001
Hierbei bedeutet T0 die Umwandlungstemperatur, bei denen Ferrit, Perlit, Bainit oder Martensit gebildet wird beziehungsweise die Bildung von Perlit beendet wird.
Die mit einem P (bzw. einem Punkt) versehene Größe 7 0 gibt die maximale Kühlrate an, bei welcher es zur Bildung von Ferrit oder Perlit kommt oder ob die Struktur beispielsweise 100% Ferrit und Perlit enthält, oder ob es beispielsweise zur Bildung von 20, 80 oder 100% Martensit kommt. In den Gleichungen stellen die Parameter ai, bi, ci entsprechende Regressionskonstanten dar und Cc, Ci die Konzentrationen der einzelnen Elemente in Gewichtsprozent. M ist die ASTM- Korngröße und kann entsprechend Werte zwischen 1 und 10 annehmen.
Mit diesen Parametern ist es möglich, ein Zeit-Temperatur-Umwandlungs- schaubild (,,ZTU“-Schaubild) zu konstruieren.
Im Rahmen der vorliegenden Erfindung ist es möglich, eine Regelung für interkritisch behandelte Stähle mit Blick auf ihre Gefügeparameter vorzunehmen. Mit Hilfe der berechneten Gefüge - insbesondere der genauen Bestimmung des Martensitgehaltes - ist eine bessere und genauere Berechnung der Festigkeit möglich. Dies trifft insbesondere auf die wichtige Gruppe der Mehrphasenstähle zu. Die Zugfestigkeit ist hierbei proportional zum Martensitgehalt. Anhand der berechneten Festigkeiten oder Gefügebestandteile ist es möglich, eine Online-Regelung herzustellen, wenn ein Messgerät für entweder die Festigkeit oder die Gefügebestandteile verfügbar ist. Weiterhin ist es möglich, bekannte Inhomogenitäten des Vormaterials durch Variation der Parameter CR1 , CR2, T1 , T2 zu kompensieren.
In Figur 2 ist - für eine Abkühlung aus dem voll-austenitischen Zustand - hierzu exemplarisch die Abkühlung eines DP600 Werkstoffes im voll austenitischen Zustand dargestellt. Die hier maßgebliche Abkühlungskurve ist mit einem Stern in Figur 2 gekennzeichnet. Der Werkstoff kühlt von 900°C auf 300°C mit einer konstanten Kühlrate von 35 K/s ab. Nach der Umwandlung erhält man ca. 48,5% Ferrit, 1 ,7% Perlit, 41 ,3% Bainit und 8,5% Martensit. In Figur 3 ist die Abkühlung und der Phasenverlauf bei einem vorhandenen Ferritanteil von 25% vor der Kühlung dargestellt. Die hier maßgebliche Abkühlungskurve ist wieder mit einem Stern in Figur 3 gekennzeichnet. Ein DP600 Werkstoff kühlt von 900°C auf 300°C mit einer konstanten Kühlrate von 15 K/s ab. Vor der Abkühlung betrug der Austenitgehalt 75% und der Ferritgehalt 25%. Nach der Kühlung wandelt der noch vorhandene Austenit um in ca. 51 ,2% Ferrit, 0% Perlit, 29,4% Bainit und 19,4% Martensit. Gegenüber dem voll austenitischen Zustand wird mehr Martensit gebildet und die Perlitumwandlung startet erst bei niedrigeren Kühlraten. In Figur 4 wird der„Slow cooling Prozess“ dargestellt. Die hier maßgebliche Abkühlungskurve ist wieder mit einem Stern in Figur 4 gekennzeichnet. Ein DP600 Werkstoff kühlt in einem ersten Schritt von 900 °C auf 680 °C mit einer konstanten Kühlrate von 15 K/s ab. Der Austenitgehalt sinkt von 100 % auf 65 % ab und es entsteht 35 % Ferrit.
In Figur 5 ist der „Rapid cooling Prozess“ dargestellt. Die hier maßgebliche Abkühlungskurve ist wieder mit einem Stern in Figur 5 gekennzeichnet. In einem zweiten Kühlschritt wird ein DP600 Werkstoff von 680 °C bis auf 300 °C mit einer konstanten Kühlrate von 35 K/s abgekühlt. Vor dem zweiten Kühlschritt betrug der Austenitgehalt 65 % und der Ferritgehalt 35 %.
Der noch vorhandene Austenitanteil wandelt um in ca. 33 % Ferrit, 40,5% Bainit und 26,5% Martensit. Insgesamt erhält man nach der Umwandlung 35 % + 33 %* 0,65 = 56,5% Ferrit, 40,5 % * 0,65 = 26,3% Bainit und 26,5 % * 0,65 = 17,2% Martensit und keinen Perlit.
In Figur 6 sind noch einmal Beispiele für eine kombinierte schnelle und langsame Kühlung mit geringer Kühlrate (CR1 ) und hoher Kühlrate (CR2) angegeben.

Claims

Patentansprüche:
1. Verfahren zur Herstellung eines Mehrphasenstahls, insbesondere in Form eines Bandes, bei dem der Stahl während seiner Herstellung zunächst in einem ersten Schritt von einem Austenitgehalt von größer als 50 %, vorzugsweise von einem Austenitgehalt von größer als 90 % und besonders bevorzugt von einem vollaustenitischen Bereich, in einen teilaustenitischen Bereich gebracht wird und der Stahl dann in einem zweiten Schritt vom teilaustenitischen Bereich abgekühlt wird, wobei ein Gefügemodell zur Bestimmung mindestens eines Phasenanteils des Stahls eingesetzt wird, dadurch gekennzeichnet, dass bei dem Gefügemodell für die Umwandlungstemperatur und/oder für die Kühlrate im ersten Schritt eine Gleichung zugrunde gelegt wird, die für die Umwandlung aus dem vollaustenitischen oder teilaustenitischen Bereich gilt, wobei die Gleichung für die Berechnung der Umwandlung aus dem teilaustenitischen Bereich im zweiten Schritt modifiziert wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass für die Umwandlung im ersten Schritt gemäß Anspruch 1 aus dem vollaustenitischen Bereich für die Umwandlungstemperatur (T0) die Beziehung zugrunde gelegt wird:
Figure imgf000015_0001
mit ai, bij, ci: vorgegebene Regressionskonstanten Ci, Cj: Konzentrationen der einzelnen Elemente
in Gewichtsprozent
n: Anzahl der berücksichtigen Elemente
T\ aktuelle Kühlrate
M: ASTM-Korngröße (zwischen 1 und 10)
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass für die Umwandlungstemperatur (T°) aus dem teilaustenitischen Bereich im zweiten Schritt gemäß Anspruch 1 die Beziehung gemäß Anspruch 2 wie folgt modifiziert wird:
Figure imgf000016_0001
mit do, di, d2: vorgegebene Regressionskoeffizienten
A: Austenitanteil zu Beginn der Umwandlung
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass für die Umwandlung aus dem vollaustenitischen Bereich im ersten Schritt gemäß Anspruch 1 für die Kühlrate die Beziehung zugrunde gelegt wird:
log(
Figure imgf000016_0002
mit ai, bi,j, ci: vorgegebene Regressionskonstanten
Ci, Cj: Konzentrationen der einzelnen Elemente
in Gewichtsprozent
n: Anzahl der berücksichtigen Elemente † : kritische Kühlrate
M: ASTM-Korngröße (zwischen 1 und 10)
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass für die
Umwandlung aus dem teilaustenitischen Bereich im zweiten Schritt gemäß Anspruch 1 für die Kühlrate die Beziehung gemäß Anspruch 4 wie folgt modifiziert wird: log(T0') = log
Figure imgf000017_0001
mit eo, ei, b2'. vorgegebene Regressionskoeffizienten
A: Austenitanteil zu Beginn der Umwandlung
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass über das Gefügemodell die Umwandlung im teilaustenitischen Bereich für mindestens einen Phasenanteil des Stahls berechnet und dieser Phasenanteil mit einem gewünschten Wert verglichen wird, wobei bei Abweichungen zwischen dem berechneten und gewünschten Phasenanteil mindestens ein Fertigungsparameter verändert wird, sodass sich der berechnete Wert dem gewünschten Wert möglichst weit annähert.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass der
Fertigungsparameter die Temperatur des Stahls, die Behandlungszeit des Stahls und/oder der auf den Stahl ausgeübte Druck ist.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung des Stahls in mindestens zwei aufeinanderfolgenden Abkühlschritten erfolgt, nämlich zunächst in einem ersten Kühlschritt mit einer ersten Kühlrate (CR1 ) und einem zweiten Kühlschritt mit einer zweiten Kühlrate (CR2), wobei die zweite Kühlrate (CR2) größer ist als die erste
Kühlrate (CR1 ).
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Kühlrate (CR2) mindestens 10 K/s beträgt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass nach Berechnung der Phasenanteile des Stahls mittels des Gefügemodells die Festigkeit des Stahls berechnet wird und der berechnete Wert für die
Festigkeit mit einem gewünschten Wert für die Festigkeit verglichen wird, wobei bei Abweichungen zwischen dem berechneten und gewünschten Wert mindestens ein Fertigungsparameter verändert wird, sodass sich der berechnete Wert dem gewünschten Wert möglichst weit annähert.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass technologische Parameter vorgegeben und im geschlossenen Regelkreis gehalten werden.
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