WO2022049282A1 - Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts - Google Patents

Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts Download PDF

Info

Publication number
WO2022049282A1
WO2022049282A1 PCT/EP2021/074473 EP2021074473W WO2022049282A1 WO 2022049282 A1 WO2022049282 A1 WO 2022049282A1 EP 2021074473 W EP2021074473 W EP 2021074473W WO 2022049282 A1 WO2022049282 A1 WO 2022049282A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
weight
flat steel
hot
steel product
straightening
Prior art date
Application number
PCT/EP2021/074473
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Markus Grüber
Tim Stötzel
Robin THIEL
Yannick Wissing
Rainer FECHTE-HEINEN
Original Assignee
Thyssenkrupp Steel Europe 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 filed Critical Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Priority to EP21772797.3A priority Critical patent/EP4211279A1/de
Publication of WO2022049282A1 publication Critical patent/WO2022049282A1/de

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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

Definitions

  • the invention relates to a high-strength flat steel product with a minimum yield point of 680 MPa, which has a deliberately introduced internal stress distribution over the strip thickness, as a result of which the flat steel product has, among other things, improved formability during bending.
  • the high strength of flat steel products enables the construction of components that withstand high mechanical loads and at the same time have a low component weight. This property allows, among other things, applications in the field of commercial vehicle construction and mobile crane construction.
  • a high strength of the flat steel product is also helpful in applications in which a flat steel product is subject to abrasive wear, since this is accompanied by a high level of hardness, which counteracts the wear. Such applications are, for example, tipper bodies or materials handling equipment where abrasive wear occurs.
  • the object of the present invention is to provide a high-strength flat steel product which has improved forming properties.
  • a further object is to provide an efficient method for producing this flat steel product.
  • a hot-rolled flat steel product which consists of a steel with the following composition (in % by weight):
  • the steel includes other elements, which are explained in detail below.
  • the residual compressive stress on at least one surface of the flat steel product is greater than 2/12 of the yield point, in particular greater than 4/12 of the yield point, preferably greater than 5/12 of the yield point, particularly preferably greater than 6/12 of the yield point.
  • the residual compressive stress has the advantage that it supports subsequent deformation, specifically bending. In the case of such a bending deformation, the surface that has the specified residual compressive stresses always forms the convex side of the bend.
  • the subsequent residual compressive stress has a positive effect on cyclic stress and reduces, for example, the risk of material fatigue by preventing crack growth.
  • the residual stresses are measured using the borehole method.
  • the borehole method is specified in accordance with ASTM E837-08 "Standard Test Method for Determining Residual Stresses by the Hole-Drilling Strain-Gage Method" and enables in particular the determination of residual stresses of the first kind.
  • residual stresses exclusively mean the residual stresses parallel to the rolling direction of the flat steel product, since the highest residual stresses occur in this direction due to the process route in the form of hot rolling and straightening rolls.
  • the yield point R e of a flat steel product is understood to mean the upper yield point R eH if the flat steel product has a pronounced yield point. Otherwise (that is, for flat steel products without a pronounced yield point), the yield point of the flat steel product is understood to mean the yield point R p0 2 for the purposes of this application.
  • the yield point of the flat steel product according to the invention which is determined according to DIN EN ISO 6892, is at least 680 MPa in order to ensure sufficient strength for structural and wear-resistant applications.
  • the yield strength is at least 890 MPa to enable efficient designs.
  • the residual compressive stress mentioned on the at least one surface is also smaller than the yield point of the flat steel product. This ensures that no plastic flow occurs.
  • the residual compressive stress on the at least one surface is less than 8/10 of the yield point in order to maintain a sufficient distance from the yield point and thus counteract unwanted deformation.
  • the ratio of the yield point to the modulus of elasticity E of the flat steel product is at most 0.01.
  • a small ratio of yield point and modulus of elasticity enables the introduction of sufficient plastic deformation in a straightening rolling process, which is necessary for setting a flat finished product with a defined residual stress distribution.
  • the ratio of yield point to modulus of elasticity does not exceed a value of 0.0085;
  • the maximum value for the ratio of yield point and modulus of elasticity is preferably 0.007, particularly preferably a maximum of 0.0055.
  • the hot-rolled flat steel product has a thickness dw of 1.5 mm to 25 mm, in particular up to 20 mm.
  • the thickness is preferably at least 2.0 mm, in particular at least 3.0 mm, in order to enable sufficiently rigid constructions.
  • the maximum thickness is preferably 15 mm since a weight reduction is possible in this way.
  • the flat steel product according to the invention is characterized by excellent formability, which is the case for typical applications in bending operations.
  • This excellent Formability is characterized by the lowest possible ratio of the minimum bending radius to the thickness dw of the flat steel product.
  • test strips of the material to be tested are bent with any orientation to the rolling direction, but one that is constant in a series of tests, with a steadily decreasing bending radius.
  • the convex bending side is subjected to an optical check, possibly supported by magnifying optics. If no cracks are visible, the test is passed. If cracks are found, the previously used bending radius at which no crack formation was found is considered the minimum possible bending radius.
  • a minimum crack length of 10 pm is defined as the limit value for defining a crack.
  • the ratio of the minimum bending radius to the thickness of the flat steel product is at most 4, in particular at most 2.5, preferably at most 2.1.
  • the ratio of minimum bending radius and thickness is at most 4.5, in particular at most 3.0, preferably at most 2.5.
  • the structure consists in particular of bainite, martensite and retained austenite.
  • the term “bainite” expressly includes bainitic ferrite.
  • the term “martensite” also includes tempered martensite. The proportions of the structural components mentioned below always refer to an evaluation based on the area.
  • the microstructure preferably comprises at least 50% bainite, at most 10% by volume, preferably at most 5% by volume, martensite.
  • the microstructure can comprise 100% by volume of bainite.
  • the steel has a microstructure which comprises more than 50% by volume martensite, at most 10% by volume, preferably at most 5% by volume ferrite, the remainder being bainite.
  • the microstructure can comprise 100% by volume of martensite.
  • the flat steel product includes one or more of the following elements with the weight percentage specified below:
  • Carbon (C) is present in the steel substrate primarily to increase tensile strength and yield strength. With C contents of at least 0.03% by weight, the effect in the flat steel product according to the invention can be used efficiently.
  • the interstitial solubility of carbon in both the face-centered cubic and the body-centered cubic lattice structure enables such an increase in strength.
  • the solubility varies within the different lattice structures, the presence of C can also lead to a martensitic phase transformation.
  • the carbon in the body-centered structure is forcibly dissolved by a sufficiently high cooling rate and thus leads to a tetragonal structure Distortion of the cubic system.
  • This martensite transformation results in a significant increase in strength, which occurs particularly reliably in the case of process-typical variations, preferably in the flat steel product according to the invention with C contents from 0.06% by weight.
  • carbides can form between C and other alloying elements, which also contribute to increased strength. These carbides are either harder than the surrounding matrix or distort the matrix to such an extent that its hardness increases. This increase in hardness has a particularly positive effect on the wear resistance of the flat steel product according to the invention.
  • the carbon content should preferably not fall below 0.07% by weight. At the same time, the C content has a lowering effect on the martensite start temperature.
  • an upper limit for the C content of at most 0.65% by weight is recommended.
  • the suitability for welding is also influenced by the C content. Particularly good weldability can be ensured, preferably with a maximum C content of 0.4% by weight.
  • the carbon content should preferably be limited to a maximum of 0.2% by weight.
  • Mn manganese
  • the substitution atoms distort the cubic lattice due to their atomic radius, which differs from that of the iron atoms, and thus increase the strength.
  • Mn should be present in the flat steel product according to the invention in amounts of at least 0.1% by weight.
  • Mn is used as a deoxidizing agent due to its high oxygen affinity.
  • a preferably set minimum content of 0.5% by weight has a calming effect on the melt of the flat steel product according to the invention.
  • Mn In addition to oxygen, Mn also has a high affinity for sulfur, which, due to the production process, is usually present in the form of unavoidable impurities in the flat steel product according to the invention.
  • this affinity can bind the sulfur (to MnS) and thus avoid the formation of brittle phases (e.g. FeS).
  • Mn tends to form segregations over the material thickness, which worsen the mechanical-technological properties of the flat steel product according to the invention.
  • Such segregation can be curbed by a limit value of the Mn content of at most 3.0% by weight in order to homogeneously ensure the corresponding property profile of the flat steel product according to the invention.
  • the suitability for welding and the forming behavior of flat steel products according to the invention can be adversely affected.
  • the negative effects on the joinability can preferably be largely suppressed by limiting the Mn content to a maximum of 2.5% by weight.
  • the flat steel product according to the invention With a higher Mn content, the flat steel product according to the invention becomes more sensitive to overheating and tends to be brittle when tempered.
  • a maximum Mn content of 2.0% by weight is preferably added.
  • additional elements can optionally be added in order to fulfill the desired mechanical-technological properties to a particular extent. All optional elements may be present in the form of impurities below the minimum levels specified herein without significantly affecting the properties of the product.
  • silicon (Si) forms a substitution mixed crystal in the flat steel product according to the invention, which leads to an increase in strength.
  • the addition of at least 0.05% by weight achieves a level of strength as described in the profile of the flat steel product according to the invention.
  • Si also has the ability to bind oxygen present as an undesirable impurity in the flat steel product according to the invention and thereby calm the melt.
  • This property, which the optional alloying element aluminum (Al) also has, preferably comes into play with Si contents of at least 0.07% by weight.
  • Si in the steel flat product according to the invention increases the resistance to an undesirable reduction in strength within the heat-affected zone during welding and tempering. These factors come into play preferably with Si contents of at least 0.10% by weight.
  • the rollability of the flat steel product according to the invention is adversely affected by the addition of excessive amounts of Si. Good rollability is thus ensured when the Si content is at most 1.5% by weight. High Si contents also promote the formation of red scale, which significantly reduces the efficiency of the cooling water due to its insulating effect.
  • an Si content of at most 0.6% by weight should preferably not be exceeded.
  • a maximum Si content of 0.35% by weight should preferably be selected for the production of the flat steel product according to the invention.
  • Al can optionally be used as an alloying element.
  • Al is usually used to calm the melt. By binding the oxygen to Al2O3, the rise of oxygen bubbles is avoided.
  • Al content of at least 0.01% by weight is necessary in order to exploit this effect.
  • Al is also used for grain refinement. Al also binds the optional alloying element nitrogen (N) and aluminum nitrides are formed. These improve nucleation and impede grain growth due to the resulting high nucleus density, as a result of which more small grains are formed and the toughness of the flat steel product according to the invention is increased.
  • An Al content of at least 0.02% by weight is preferably required for grain refinement. Since boron (B) can optionally be used in the flat steel product according to the invention to achieve high hardness, good bonding of the nitrogen contained is important. With the optional presence of niobium (Nb), Al can reduce the formation energy of niobium nitrides and carbonitrides, whereby the atomic boron free can improve the properties of the steel flat product according to the invention. Furthermore, a sufficient Al content lowers the density. In order to be protected against possible process-related fluctuations in the N content that can only be avoided with great effort and to set a lower density, an Al content of at least 0.070% by weight should preferably be selected.
  • the Al content is particularly preferably set to at least 0.085% by weight. Due to the high affinity for oxygen, the resulting Al2O3 particles coarsen at high Al contents. In order to prevent the precipitation of coarse particles, which have a negative impact on the mechanical-technological properties, an Al content of a maximum of 1.5% by weight should not be exceeded.
  • the Al content contained affects the castability. In order to ensure good castability, an Al content of at most 0.4% by weight should preferably be set.
  • a steel flat product according to the invention with an Al content of preferably a maximum of 0.15% by weight leads to optimum utilization of the alloyed aluminum if there are no requirements for density reduction.
  • B boron
  • B contents of at least 0.0001% by weight can be added.
  • B must be present atomically in the steel substrate for its hardenability-increasing effect.
  • additional elements must be added which bind the nitrogen that may be present as an optional alloying element or undesired impurity to such an extent that the formation of boron nitride is prevented.
  • Preferred versions are the combination of the B alloy either with aluminum (Al) in combination with niobium (Nb) or with titanium (Ti), which, due to their affinity for nitrogen, preferably act as nitride and carbide or carbonitride formers.
  • a minimum B content of 0.0005% by weight should preferably be set.
  • B preferentially segregates at austenite grain or phase boundaries, which suppresses ferritic nucleation and shifts the ferritic-pearlitic phase transformation to longer cooling times.
  • Niobium (Nb) can optionally be added to the melt to bind the nitrogen (N) possibly contained as an alloying element or as an unavoidable impurity in the flat steel product according to the invention. Due to the high temperature resistance of niobium nitrides, carbides and carbonitrides, they impede grain growth before, during and after the rolling process. The resulting finer microstructure has improved toughness properties. In order to obtain a sufficient effect, an Nb content of at least 0.002% by weight is required. The formation of such nitrocarbides, nitronitrides and carbonitrides requires a relatively high formation energy, which has to be introduced in the form of high temperatures.
  • the formation energy can be reduced and the formation of boron nitrides can be prevented more efficiently.
  • a preferably adjusted Nb content of at least 0.005% by weight ensures a precipitation-hardening effect of the resulting particles.
  • the Nb content should preferably not fall below at least 0.010% by weight. In order to ensure complete binding of the nitrogen despite process-typical variations, it is particularly preferred to add at least 0.020% by weight.
  • Nb contents that exceed 0.2% by weight no further improvement in the mechanical-technological properties can be seen, which is why this value is provided as the maximum limit.
  • Nb contents of at most 0.1% by weight should preferably be set.
  • a high Nb content increases the recrystallization temperature T N R remarkably. This results in a more elongated former austenite texture with constant manufacturing processes. This can also be reflected in anisotropic material behavior.
  • the desired toughness properties of the flat steel product according to the invention in the transverse direction can be ensured particularly reliably by an Nb content of preferably at most 0.08% by weight.
  • the isotropy of the strength properties can particularly preferably be achieved by maximum Nb contents of 0.035% by weight.
  • Chromium (Cr) can contribute to increasing strength in certain concentrations.
  • a Cr content of at least 0.05% by weight is necessary.
  • the through-hardenability of Cr-containing alloy concepts which is particularly advantageous for larger thicknesses, stems from the active suppression of the formation of ferrite and pearlite by the Cr content. This enables a complete martensitic or bainitic transformation even at lower cooling rates.
  • a positive additional effect of Cr as an alloying element is the toughness-increasing character.
  • a Cr content of at least 0.1% by weight should preferably be introduced.
  • the corrosion resistance of Cr makes the alloying element interesting for a wide variety of applications. Especially in combination with other optional elements such as silicon (Si) or aluminum (Al), the scale resistance of the steel flat product according to the invention can be improved.
  • a Cr content of at least 0.2% by weight is preferably selected for this purpose. From the point of view of joining technology, Cr is a hindrance, since the weldability decreases noticeably with increasing content. In order to ensure the joinability of the flat steel product according to the invention, the Cr content should be limited to a maximum of 2.5% by weight.
  • Cr also forms carbides, which increase the yield point and improve toughness at the same time.
  • a maximum Cr content of 1.5% by weight should preferably be maintained.
  • a maximum content of 0.8% by weight, particularly preferably maximum 0.5% by weight should be set in the flat steel product according to the invention, since the efficiency of the Cr addition decreases with increasing contents .
  • the optional alloying element molybdenum (Mo) has similar properties to chromium (Cr), which is why both are preferably used in combination.
  • Mo chromium
  • an Mo content of at least 0.01% by weight should be set.
  • Mo reduces the tendency of the steel flat product according to the invention to become brittle by tempering and improves the high-temperature strength.
  • an Mo content of at least 0.05% by weight is preferably present.
  • the through-hardenability of a flat steel product according to the invention can be improved by adding specific Mo contents.
  • a content of at least 0.20% by weight should preferably be chosen in order to optimally utilize the properties of the Mo.
  • An increase in the Mo content above 1.0% by weight is avoided for economic reasons, since this does not entail any mechanical-technological benefit and increases the costs unnecessarily.
  • the increasing strength due to the addition of Mo correlates with a decreasing formability, as a result of which forming manufacturing processes are significantly influenced when processing a flat steel product according to the invention.
  • the Mo content should preferably be limited to a maximum of 0.5% by weight in order not to jeopardize the hot formability.
  • An increased Mo content also has an increasing effect on the breakpoint Al, which is why Mo contents of at most 0.30 wt avoid.
  • Ti titanium
  • N nitrogen
  • TiN titanium nitrides
  • the precipitation strengthening of the titanium nitrides formed is noticeable at Ti contents of at least 0.008% by weight, which is why this value is preferably used as the lower limit.
  • this value In addition to the affinity of Ti for nitrogen, it can also form bonds with the carbon contained in the flat steel product according to the invention.
  • the titanium carbides or carbonitrides produced in this way have a precipitation-hardening character in the flat steel product according to the invention.
  • a Ti content of at least 0.015 wt.% should more preferably be incorporated.
  • the titanium carbides, nitrides and carbonitrides have a grain-refining effect during thermomechanical rolling and correspondingly improve the toughness of the flat steel product according to the invention.
  • the addition of titanium also markedly increases the recrystallization stop temperature TNR.
  • the maximum Ti content is limited to 0.3% by weight.
  • the toughness properties which are of great importance for a flat steel product according to the invention, can drop noticeably as a result of the formation of coarse TiN if the Ti content is too high and N is present at the same time. Therefore, the Ti content should preferably be limited to a maximum of 0.2% by weight. Titanium carbides, nitrides and carbonitrides with a small diameter are advantageous in terms of mechanical and technological properties.
  • Coarse precipitations have negative effects on the fatigue strength properties of the steel flat product according to the invention under cyclic loading.
  • the formation of coarse carbides can preferably be limited or even completely avoided by a maximum Ti content of 0.1% by weight.
  • Vanadium (V) can optionally be used as an alloying element in the flat steel product according to the invention. V contents of at least 0.002% by weight are advantageous in order to ensure the level of strength of the flat steel product according to the invention. V forms fine precipitates in the alloy, which can noticeably increase the strength level of the flat steel product according to the invention.
  • a V content of at least 0.005% by weight is preferably set.
  • V can contribute to grain refinement, preferably at levels of at least 0.008% by weight.
  • the strength and the toughness of the flat steel product according to the invention are also increased in this way.
  • V can also have a transformation-retarding effect on the alloy. From an economic point of view, V contents that exceed 0.15% by weight are not recommended, since the slight further improvement in properties through higher contents does not justify the significant increase in costs associated with this. Since the desired strength and toughness properties in the transverse direction of the steel flat product according to the invention depend, among other things, on the degree of recrystallization of the former austenite structure, the V content is preferably limited to a maximum of 0.07% by weight.
  • V increases the recrystallization temperature TNR of the steel flat product noticeably, which leads to a stretched austenite grain and anisotropic material behavior.
  • the effect of V is rather weak compared to niobium (Nb).
  • V contents of at most 0.03% by weight are preferably used in order to reliably contain this effect.
  • a maximum V content of 0.01% by weight is particularly preferably alloyed.
  • the V content can also be set to a higher content if, in particular, the tendency to crack can be reliably avoided by appropriate process control during welding.
  • the main focus of this variant is the formation of temper carbides in the flat steel product according to the invention. Their strength-increasing effect is noticeable with V contents of at least 0.02% by weight. V contents of at least 0.08% by weight are preferably selected for this purpose. For reasons of cost, the V content is limited to a maximum of 0.5% by weight. In order to prevent the coarsening of the tempering carbides, a maximum content of 0.3% by weight is preferably used. For optimum utilization of the mechanisms of action, V contents of 0.1% by weight are preferably used.
  • Ni nickel
  • the critical cooling rate is reduced by Ni contents of at least 0.05% by weight, which can result in improved hardening and hardening.
  • Ni contents of at least 0.15% by weight are preferably maintained in order to achieve the level of hardness that is desired for the flat steel product according to the invention over the entire material thickness and with little sensitivity to technically caused fluctuations in the process parameters.
  • the deformability and toughness of the flat steel product according to the invention are also improved by the addition of Ni.
  • Ni contents of at least 0.3% by weight are preferably set for this purpose.
  • Ni contents above 10% by weight are not recommended, since a further increase does not have an additional positive effect on the mechanical-technological properties.
  • increased concentrations of Ni promote the tempering embrittlement of the flat steel product according to the invention.
  • the effect can preferably be curbed by Ni contents of at most 5% by weight. Since the weldability is adversely affected by the addition of Ni, the Ni content is preferably limited to a maximum of 1% by weight to ensure weldability. Efficient use of Ni in the flat steel product according to the invention is given with particularly preferred contents of at most 0.5% by weight. Even without the described optional addition of nickel, a certain Ni content can occur as an unavoidable impurity. In that case, the Ni content is at most 0.05% by weight, preferably at most 0.04% by weight.
  • Cu copper
  • Cu contents of at least 0.01% by weight can be used to improve the hardenability of the flat steel product according to the invention.
  • the tempering resistance of the flat steel product according to the invention is improved by the addition.
  • Cu contents of at least 0.03% by weight are preferably set.
  • P phosphorus
  • Cu improves the corrosion resistance of the steel flat product according to the invention against atmospheric corrosion.
  • a Cu content of at least 0.10% by weight is preferably used.
  • the risk of red cracking during production is minimized by a maximum Cu content of 1.0% by weight.
  • Cu influences the weldability of the flat steel product according to the invention.
  • the contents of Cu and Ni are adjusted in such a way that the sum of the corresponding two alloy contents in % by weight satisfies the limits given above for Ni.
  • Ca is an optional alloying element for the steel flat product of the present invention.
  • Ca is used as a desulfurizing agent.
  • Ca contents of at least 0.0001% by weight are recommended in order to efficiently bind together with Mn the sulphur, which can be present as an unavoidable impurity in the flat steel product according to the invention due to the production process.
  • Ca causes non-metallic inclusions to be rounded in shape, which can improve fatigue strength and toughness properties. This mechanism is particularly noticeable with Ca contents of at least 0.0003% by weight, which is why this is preferably chosen as the minimum content.
  • Ca also changes the plasticity of sulfides such as MnS.
  • Ca dissolves in the MnS and forms a mixed sulphide, which leads to an increase in hardness.
  • Ca reduces the strain of MnS and suppresses the formation of extended sulfides.
  • the disadvantages of non-metallic inclusions are curbed particularly reliably with Ca contents of at least 0.0005% by weight, which is why this value is specified as the preferred upper limit. Due to resource efficiency, Ca contents exceeding 0.008% by weight are avoided.
  • an increased Ca content can impair the mechanical-technological properties of the flat steel product according to the invention. In order to rule this out, a maximum Ca content of 0.0065% by weight must be maintained, with the optimum utilization of the Ca being given at a maximum of 0.005% by weight.
  • rare earth elements such as e.g. As cerium, lanthanum, neodymium, praseodymium and yttrium possible.
  • the addition can result in particular in an increase in strength.
  • Contents of at least 0.001% by weight improve the mechanical-technological properties of the flat steel product according to the invention.
  • the binding effect of the rare earths on sulfur, phosphorus and oxygen can reduce segregation at grain boundaries, which increases toughness.
  • Rare earth contents above 0.05% by weight are not recommended for cost reasons. This upper limit also prevents the formation of additional precipitates, which in turn can reduce the toughness properties.
  • N is also an optional alloying element.
  • N can have a strength-increasing effect on the flat steel product according to the invention.
  • N contents of at least 0.002% by weight must be observed.
  • Many optional alloying elements used in the steel flat product according to the invention have a high affinity for N, which leads to the formation of various nitrides. With the appropriate simultaneous use of nitrogen and at least one of the optional alloying elements listed in connection with nitrogen, these can also increase the strength of the flat steel product according to the invention.
  • N contents of at least 0.003% by weight are selected, preferably at least 0.004% by weight being added.
  • nitrides such as As titanium nitrides
  • Some nitrides are very coarse and angular and therefore have a rather negative effect on the strength of the flat steel product according to the invention.
  • boron nitride is undesirable because the mechanism of action of B is prevented by the setting of the alloying element. Therefore, when adding boron and nitrogen, sufficient titanium or aluminum in combination with niobium must be present to ensure the efficient binding of the N.
  • a maximum N content of 0.01% by weight is set. N contents of at most 0.008% by weight are preferably maintained in order to ensure process-reliable production. N contents of at most 0.006% by weight are preferably added in order to be able to set completely, in particular if boron is optionally added.
  • Phosphorus (P) can likewise optionally be added to the flat steel product according to the invention. At levels of at least 0.003% by weight and preferably at least 0.007% by weight, P can have a strength-increasing effect. However, the negative influence of P on the toughness properties predominates, which severely limits the resistance to crack propagation. Therefore, a maximum P content of 0.15% by weight is not exceeded. During the solidification of the steel flat product according to the invention, with an increased P content, segregations form due to its low diffusion rate, which can act as crack initiation points under load.
  • the P content should preferably be limited to a maximum of 0.05% by weight and preferably a maximum of 0.02% by weight.
  • Tin (Sn) is also an optional alloying element. In acidic media, Sn can lead to improved corrosion resistance. A Sn content of at least 0.001% by weight is required for this. At temperatures around 500 °C, Sn accumulates along grain boundaries, which inhibits hydrogen recombination there, which is the reason for the improved resistance to acidic media. At the same time, these local Sn segregations can lead to embrittlement of the flat steel product according to the invention.
  • a maximum Sn content of 0.04% by weight is not exceeded, but preferably a maximum of 0.03% by weight and more preferably a maximum of 0.02% by weight for optimum mechanical-technological properties of the material according to the invention Steel flat product selected.
  • the optional addition of arsenic (As) can also have an advantageous effect on the mechanical and technological properties of the flat steel product according to the invention.
  • As behaves similarly to tin (Sn) since it also accumulates at temperatures of around 500 °C at grain boundaries, which on the one hand can improve corrosion resistance in acidic media. This requires an As content of at least 0.001% by weight.
  • the As deposits can predestine the grain boundaries for brittle fracture.
  • the As content is preferably limited to a maximum of 0.01% by weight.
  • Oxygen (0) can also be used as an optional alloying element.
  • Some alloying elements which are used to produce a flat steel product according to the invention have a high affinity for oxygen.
  • Aluminum preferably bonds with the oxygen contained to form stable oxides. With an O content of at least 0.001% by weight, non-metallic inclusions form, which impede the movement of dislocations and thus contribute to an increase in strength. Therefore, if oxygen is deliberately added and is not only present as an impurity, this value is set as the lower limit. Higher O contents lead to coarser oxides, which can reduce the toughness and fatigue strength of the flat steel product according to the invention. In order to effectively limit the formation of large oxides, a maximum O content of 0.03% by weight is specified.
  • an oxide coating which can occur with higher O contents, can have a negative effect on the castability and rollability of the flat steel product according to the invention, which is why an upper limit of 0.02% by weight is preferably observed.
  • Co Co
  • Co contents of at least 0.01% by weight are to be added to the steel product according to the invention.
  • Co contents of preferably at least 0.05% by weight and preferably at least 0.1% by weight the strength-increasing character of Co is particularly pronounced.
  • Co can reduce hardenability.
  • the negative effect of Co increases noticeably, which is why this value is not exceeded.
  • Co contents of at most 0.7% by weight and preferably at most 0.5% by weight are preferably maintained.
  • W tungsten
  • W contents of at least 0.005% by weight are added.
  • the addition ensures that the recrystallized austenite grains do not become too coarse in the fully austenitized state and thus noticeably reduce the strength. This is preferably ensured by W contents of at least 0.01% by weight.
  • W tends to form carbides, which in turn can impede dislocation movement and increase strength.
  • preference is given to using W contents of at least 0.015% by weight.
  • W can also be used in combination with other elements for micro-alloying.
  • Laves phases can form, especially in combination with molybdenum (Mo), which would impair the notched impact strength of the flat steel product according to the invention.
  • Mo molybdenum
  • W contents of a maximum of 0.2% by weight are maintained.
  • W contents of at most 0.15% by weight and preferably at most 0.1% by weight are selected.
  • zirconium (Zr) can optionally be added within the same limits.
  • the contents of W and Zr are adjusted in such a way that the sum of the corresponding two alloy contents in % by weight satisfies the limits given above for W.
  • the stated modes of action can be set particularly reliably and the risks mentioned can be avoided particularly reliably.
  • the addition of beryllium (Be) as an optional alloying element is possible.
  • Be contents of at least 0.001% by weight high-strength carbides and oxides can form.
  • Coarse non-metallic inclusions can have a counterproductive effect on the mechanical-technological properties of the flat steel product according to the invention, which is why Be contents of 0.1% by weight are not exceeded. Be has a particularly efficient effect at contents of preferably at most 0.05% by weight and preferably at most 0.02% by weight. Particularly preferably, however, the use of Be should be dispensed with due to its toxicity through substitution with other optional alloying elements.
  • Antimony (Sb) can be added to the steel flat product according to the invention as an optional alloying element. With contents of at least 0.001% by weight, Sb can form segregations at grain boundaries, which reduces hydrogen recombination at these. Thus, Sb can improve the corrosion resistance of the flat steel product according to the invention in acidic media. In addition, Sb can suppress the anodic reaction during the corrosion process, which is advantageously used preferably at Sb contents of at least 0.002% by weight and preferably at least 0.005% by weight. From an economic point of view, Sb contents of a maximum of 0.3% by weight make sense. In addition to the improved corrosion resistance, however, the Sb segregations along the grain boundaries also have an embrittling effect on the flat steel product according to the invention. In order to curb this, an Sb content of at most 0.1% by weight and preferably at most 0.05% by weight is provided.
  • the manganese sulfide formed has a positive effect on the machinability of the flat steel product according to the invention. This positive effect is present with S contents of at least 0.0002% by weight. However, for a noticeable effect, preferably at least 0.0005% by weight, and more preferably at least 0.0008% by weight, is added.
  • the alloy is sufficient Manganese added to bind the sulfur as discussed above.
  • an S content of at most 0.02% by weight is preferably present. Exceeding this leads to increased sulfide formation, which has a negative effect on the toughness, ductility and deformability of the flat steel product according to the invention. Furthermore, S tends to form segregations, which represent preferred failure points in the material. In order to limit this effect, the maximum S content of 0.01% by weight is preferably not exceeded. S contents of at most 0.005% by weight are preferably set in order to limit the negative effect of the sulfur.
  • Lead (Pb) is an optional alloying element which can have a positive effect on the machinability of the flat steel product according to the invention.
  • the addition of at least 0.0001% by weight results in short chips and clean cut surfaces. Due to the toxicological classification of lead, its content is limited to a maximum of 0.02% by weight.
  • the remainder consists of iron and elements whose presence is unavoidable for production reasons.
  • the contents of such impurities are to be kept as low as possible within the limits that can be achieved economically and with justifiable technical effort.
  • H hydrogen
  • the introduction of hydrogen (H) is almost unavoidable due to its small atomic size. It is known that H has an embrittling effect on materials.
  • H attaches itself to lattice defects, locally reducing the yield stress there and thus facilitating material failure.
  • the H content in a flat steel product according to the invention is restricted to a maximum of 10 ppm. However, the H content preferably does not exceed 5 ppm and is preferably at most 3 ppm.
  • the object according to the invention is also achieved by a method for producing a flat steel product as described above.
  • the procedure includes the following work steps: - Production of a steel melt with the following composition (in % by weight):
  • Said molten steel can preferably also contain one or more optional elements which have been explained in detail in relation to the flat steel product. Likewise, the content of C and Mn can be within the preferred ranges discussed.
  • the plastification is generally a measure of the plastic deformation of the material to be straightened in straightening mills and indicates the percentage of the strip cross-section that is plastically deformed during bending in a bending triangle of a straightening mill.
  • the plasticization can be calculated using the following formula: 100%
  • R e is the yield point of the material to be straightened in MPa
  • E is the modulus of elasticity of the material to be straightened
  • dw is the thickness of the material to be straightened in mm
  • c is the curvature in mm 1 caused by bending in a bending triangle.
  • the curvature of the material to be straightened depends directly on the position of the rollers in relation to each other in a bending triangle. A low position of the roller, which dips between the two opposite rollers, results in more bending and therefore in a larger value for the curvature c.
  • the definition of plasticization still allows negative values for plasticization.
  • curvature c assumes a value that is smaller than the curvature necessary to cross the boundary from elastic to elastic-plastic material behavior. Accordingly, negative values of plasticization do not result in any permanent change in shape of the straightening material and are to be used in particular in the last bending triangle of a straightening mill in order to obtain a flat product.
  • a straightening mill comprises a plurality of rollers which are arranged alternately on different sides of the flat steel product.
  • the crests of the rollers are at a distance from one another in the rolling direction, so that bending triangles result from three rollers that follow one another in the rolling direction.
  • FIG. 1 which will be explained in more detail later, shows a schematic representation of such a straightening mill.
  • the introduced plasticization results from the relative position of the rolls of the roll straightening system in the respective bending triangle to each other.
  • the relative role position is commonly referred to as the engagement.
  • the specification of the position relates to a reference position, in which the crests of all straightening rollers lie on a horizontal line. This position of the rollers is referred to as 0 pitch. Accordingly, negative tilts are associated with a roll apex “dipping” between any two other roll apexes and correspondingly more bending is applied, whereas positive tilts result in a clear gap between the roll apexes and therefore less bending is applied.
  • a plasticization of at least 25% in the first bending triangle during the first straightening step ensures that there is sufficient plasticization to compensate for any deviations in flatness and to ensure homogeneous conditions for the subsequent straightening process.
  • the plastification in the first bending triangle of the straightening mill during the first straightening step is preferably at least 30%, in particular 35%, preferably at least 50%.
  • the plastification in the first bending triangle during the first straightening step amounts to a maximum of 95%, since the setting of the rollers in the first bending triangle has to be reduced too much in order to achieve greater plastification.
  • the plasticization in the first bending triangle during the first straightening step is preferably at most 95%, in particular at most 90%, preferably at most 85%. Lower maximum plasticizations in the first bending triangle during the first straightening step have the advantage that the remaining deformation potential for subsequent forming remains as high as possible.
  • the plasticization in the last bending triangle of the straightening mill is at least -15%, preferably at least -10%, in particular at least -6% during the first straightening step.
  • the plastification during the first leveling step is at least -15% to ensure that there is still a plastic deformation in the penultimate bending triangle and the straightening machine is optimally utilized.
  • the plastification in the last bending triangle during the first straightening step is at least -10% in order to reliably eliminate deviations from flatness.
  • a further increase in the plasticization introduced in the preceding bending triangles is achieved by a minimum plasticization in the last bending triangle during the first straightening step of preferably -8%, particularly preferably -6%.
  • the maximum plasticization in the last bending triangle during the first straightening step is 0%.
  • the maximum plasticization in the last bending triangle during the first straightening step is a maximum of -2.5%, since in this way an optimal compromise between the use of the preceding bending triangles and a residual compressive stress reaching as far as possible to the core of the material to be straightened is achieved.
  • a greater amount of residual compressive stress is achieved with a lower level of plasticization in the last bending triangle, since in this case the last plastic deformation takes place in a bending triangle that is further away from the outlet of the straightening machine. Due to the system geometry, this forming is accompanied by greater plasticization, so that the transition from elastic to elastic-plastic material behavior is shifted to the core of the material to be straightened. This change between elastic and elastic-plastic material behavior determines the stress profile up to the sheet metal surfaces, since this builds up linearly from this point of change to the surfaces. The further the changeover point is shifted to the core of the material to be straightened, the larger the area in which the residual compressive stress can build up.
  • the straightening comprises precisely one straightening step, namely the first straightening step mentioned.
  • the plastification in the first bending triangle during the first straightening step is at least 50% in order to avoid flatness deviations to eliminate flat steel product according to the invention.
  • the plasticization in the first bending triangle during the first straightening step is at least 55%, preferably at least 60%, particularly preferably at least 70%. This ensures sufficient plasticization even for more pronounced deviations in flatness.
  • the straightening of the hot-rolled flat steel product comprises a pre-straightening step on a straightening mill.
  • the pre-straightening step takes place before the first straightening step.
  • straightening takes place first in the pre-straightening step and subsequent fine straightening in the first straightening step.
  • the plasticization in the first bending triangle of the straightening mill during the pre-straightening step is at least 40% and at most 85%, preferably at most 75%, particularly preferably at most 65%.
  • the plasticization in the first bending triangle of the straightening mill during the subsequent first straightening step is at least 25% and at most 95%, preferably at most 90%, particularly preferably at most 85%.
  • the flat steel product After the hot-rolled flat steel product has cooled, the flat steel product is often pre-cambered. This is the case, for example, when the flat steel product was previously coiled.
  • the first bend introduced in the straightening step can take place either against the pre-curvature of the strip or in the direction of the pre-curvature of the strip.
  • the first bend is preferably against the pre-curvature, since in this way a higher level of plasticization can be set in the straightening step and the setting of the required evenness and the desired internal stress distribution are thus possible in a simple manner.
  • the straightening step which directly follows the cooling of the hot-rolled flat steel product, can be the first straightening step or, if a preceding pre-straightening step is carried out, the pre-straightening step.
  • the pre-product is fully heated to an austenitizing temperature TWE.
  • the heating can consist of heating the pre-product to this temperature or the pre-product can be kept at the respective temperature after casting.
  • the austenitizing temperature TWE is 1100 - 1350 °C, with an austenitizing temperature of at least 1220 °C being favorable with regard to avoiding excessive hardening in the subsequent hot rolling process.
  • the austenitizing temperature is limited to a maximum of 1320 °C. In the temperature range between 1220 °C and 1320 °C, an optimally homogeneous initial structure is also set and previously existing precipitations are reliably dissolved.
  • the preliminary product is hot-rolled to form the hot-rolled flat steel product at a final hot-rolling temperature T E of at least 770° C., in particular at least Ar3+20K.
  • T E final hot-rolling temperature
  • the temperature of the rolled flat steel product decreases continuously with each pass down to the final rolling temperature T E , at which the hot-rolled flat steel product leaves the last pass.
  • the final rolling temperature must be at least 770 °C. If the final rolling temperature T E is at least 20° C. above the Ar3 temperature of the flat steel product according to the invention, the formation of ferrite is avoided in a particularly reliable manner.
  • the Ar3 temperature can be calculated using the equation according to "Mathematical Model for Predictions of Austenite and Ferrite Microstructures in Hot Rolling Processes", IRSID Report, St. Germain-en-Laye, 1985, p
  • the at least two hot rolling passes above the recrystallization temperature have the advantage that a fine, multiple recrystallized austenite structure results, since above this temperature the austenite recrystallizes completely in the structure of the steel flat product.
  • the approximate calculation of the recrystallization temperature is carried out according to that in "Effect of Chemical Composition on Critical Temperatures of Microalloyed Steels", Boratto et al., THERMEC '88, Proceedings, Iron and Steel Institute of Japan, Tokyo, 1988, pp. 383-390 specified method.
  • the hot rolling of the preliminary product includes a minimum number n w of hot rolling passes, which are carried out at a temperature above the recrystallization temperature T N R , the minimum number n w corresponding to the result n W ' rounded to a whole number where dv is the thickness of the pre-product and dw is the thickness of the hot-rolled flat steel product.
  • This minimum number n w of rolling passes above T N R has the advantage that an optimally fine-grained structure results from recrystallization.
  • the hot rolling of the preliminary product includes at least one hot rolling pass, which is carried out at a temperature below the recrystallization temperature T N R .
  • the final hot rolling temperature T E is therefore lower than the recrystallization temperature TNR.
  • the last rolling pass or passes will be performed at a temperature below the recrystallization temperature. This suppresses the recrystallization of the austenite during the last rolling pass (or the last rolling passes in the case of several rolling passes below the recrystallization temperature).
  • the degree of deformation p is preferably at least 0.05 over all hot rolling passes that are carried out at a temperature below the recrystallization temperature T N R .
  • the degree of deformation is defined as follows: where dw denotes the thickness of the hot-rolled flat steel product and d EN R denotes the thickness which the flat steel product has reached after the last rolling pass carried out at a temperature above the temperature T N R .
  • the degree of deformation is defined as the absolute value of the natural logarithm of the ratio of these two thicknesses.
  • the hot-rolled flat steel product has a yield strength of at least 890 MPa.
  • the hot-rolled flat steel product obtained is cooled at a cooling rate 0 Q of at least 40 K/s to a cooling stop temperature of T K s of at most T E -250K.
  • the cooling rate 0 Q is preferably at least 60K/s.
  • the cooling stop temperature T K s is preferably at most 550° C., in particular 500° C., provided that it is then not above TE ⁇ 250° C.
  • the hot-rolled flat steel product has a yield point that is less than 890 MPa.
  • the hot-rolled flat steel product obtained is cooled at a cooling rate 0 Q of at most 40 K/s to a cooling stop temperature of T K s between 500°C and 700°C.
  • the cooling rate 0Q is preferably at most 35 K/s, particularly preferably at most 30 K/s.
  • the cooling stop temperature T K s is preferably between 550°C and 650°C, particularly preferably between 570°C and 630°C.
  • the obtained hot-rolled flat steel product is cooled immediately after the hot-rolling. Due to the design of hot rolling mills known from the prior art and the associated cooling devices, it follows that the term “directly” means cooling describes, which begins a maximum of 8 s after the steel flat product emerges from the last rolling pass. Water, which is applied to the flat steel product in a conventional manner in a conventional cooling section, is particularly suitable as a coolant.
  • the hot-rolled flat steel product obtained is cooled from the cooling stop temperature to room temperature at a cooling rate 0Q' of at most 0.1 K/s, in particular at most 0.05 K/s.
  • the strength of the flat steel product can be set very precisely via the respective cooling stop temperature in combination with the subsequent slow cooling down to room temperature by self-tempering of the microstructure or the targeted formation of precipitations.
  • the hot-rolled flat steel product is cooled to the cooling stop temperature in such a way that the flat steel product is subjected to a cooling capacity of at least 30% of the total cooling capacity from above.
  • the flat steel product is aligned essentially horizontally.
  • the proportion of the cooling capacity applied from above is at least 40%, preferably 50%, in order to ensure uniform cooling.
  • the application of a cooling capacity acting from above of at least 60% of the total cooling capacity is particularly preferred, since the structural transformation is thus preferred on the upper side of the flat steel product.
  • the method includes coiling the flat steel product and the flat steel product has a minimum yield strength of 890 MPa.
  • the microstructure changes from austenite to an essentially martensitic microstructure.
  • the cooling capacity acting from above of at least 60% of the total cooling capacity leads to a preference for the microstructural transformation and thus the formation of martensite on the upper side of the steel flat product.
  • a specific longitudinal arc is induced, which is already directed in the direction of the bend during coiling.
  • a higher plastic deformation is thus possible and the adjustment of flatness and residual stress state are possible in a simpler way.
  • the cooling capacity applied from above does not exceed a value of 90%, as otherwise a sufficient structural transformation on the underside of the strip cannot be guaranteed.
  • the cooling power applied from above does not exceed a proportion of 80% of the total cooling power, preferably not 75%, particularly preferably not 70%. This ensures that the structural transformation takes place homogeneously over the entire thickness of the strip and at the same time a longitudinal arc that is favorable for the subsequent straightening process is induced.
  • FIG. 1 shows a schematic representation of a straightening mill 11.
  • the straightening mill 11 comprises a plurality of rollers 13 which are arranged alternately on different sides of the flat steel product 15.
  • the rollers 13 have a roller diameter D R .
  • the vertices of the rollers 13 are at a distance from one another in the rolling direction, so that bending triangles result from three rollers that follow one another in the rolling direction.
  • the first bending triangle 17 and the last bending triangle 19 are indicated with dashed lines.
  • the centers of adjacent rolls on the same side of the steel flat product have a distance D T from one another, which is referred to as the roll pitch.
  • the introduced plasticization results from the relative position of the rollers 13 of the roller straightening system in the respective bending triangle to one another.
  • the relative role position is commonly referred to as the engagement.
  • the specification of the position relates to a reference position, in which the crests of all straightening rollers lie on a horizontal line. This position of the rollers is referred to as 0 pitch. Accordingly, negative tilts are associated with a roll apex "dipping" between any two other roll apexes and correspondingly more bending is applied, whereas positive tilts result in a clear gap between the roll apexes and therefore less bending is applied.
  • the plastification and the associated employment in the respective bending triangle depend not only on the material properties (yield point, modulus of elasticity) of the hot-rolled steel flat product according to the invention to be straightened, but also on the dimensions of the steel flat product (thickness) and the geometry of the straightening system (roller diameter, roller pitch).
  • the connection between the adjustment P R and the parameters mentioned above that influence the straightening process is as follows:
  • the pre-factors a, b, c, d and e are to be selected depending on the geometry of the straightening system. Since the straightening roller diameter DR and roller pitch DT are parameters that are dependent on each other, the pre-factors are defined as a function of the straightening roller diameter DR according to the following relationship:
  • the plasticization according to the invention can be selected with the desired value by adjusting the rollers.
  • Table 2 initially shows the chemical compositions of the respective steel in % by weight.
  • the steel also consists of iron and unavoidable impurities.
  • the steel melts composed in this way are cast into a preliminary product in the form of a slab. Now follows a special rolling process, the parameters of which are given in Table 3. First, the pre-product is fully heated to an austenitizing temperature TWE.
  • the preliminary product is then hot-rolled to form the hot-rolled flat steel product at a final hot-rolling temperature T E .
  • the hot rolling finish temperature T E is more than 770 °C and more than Ar3+20K.
  • the temperature of the rolled flat steel product decreases continuously with each pass down to the final rolling temperature T E , at which the hot-rolled flat steel product leaves the last pass.
  • Table 3 also gives the recrystallization temperature as it can be found in the publication "Effect of Chemical Compostion on Critical Temperatures of Microalloyed Steels", Boratto et al., THERMEC '88, Proceedings, Iron and Steel Institute of Japan, Tokyo, 1988 , pp. 383-390.
  • the austenitization temperature TWE at which the hot rolling step starts, is above the respective recrystallization temperature T N R.
  • the first rolling passes therefore inevitably take place at a temperature above the recrystallization temperature T N R .
  • at least two rolling passes take place above the recrystallization temperature T N R .
  • the specific number of hot rolling passes n w above the recrystallization temperature T N R is also given in Table 3.
  • At least one hot rolling pass was carried out below the recrystallization temperature TNR.
  • the number of hot rolling passes below the recrystallization temperature is denoted by n w , without RX, and is given in Table 3.
  • the degree of deformation is at least 0.05 over all hot rolling passes that are carried out at a temperature below the recrystallization temperature T N R .
  • the hot-rolled flat steel product obtained was cooled at a cooling rate 0Q of at least 40 K/s to a cooling stop temperature TKS of at most T E -250K. These cooling parameters ensure that the hot-rolled steel flat product is sufficiently quenched, resulting in a yield strength of at least 890 MPa in all three cases, as shown in Table 5.
  • the hot-rolled flat steel product obtained was cooled at a cooling rate 0 Q of at most 40 K/s to a cooling stop temperature of TKS between 500°C and 700°C.
  • the yield point was below 890 MPa, as shown in Table 5.
  • Embodiments 1, 2, 3, 6, 7 and 8 were additionally subjected to a pre-straightening step, the parameters of which are also given in Table 4.
  • the mechanical-technological characteristics and the microstructure composition of the hot-rolled flat steel products obtained in this way are given in Table 5 below.
  • the residual compressive stress OPressure,max is more than 2/12 of the yield point R e .
  • the ratio of yield strength to modulus of elasticity R e /E is less than 0.01.
  • Table 5 also shows that the ratio of the minimum bending radius to the thickness of the steel flat product r/dw is a maximum of 4.0 if the yield point is less than 1100 MPa and 4.5 at maximum when the yield strength is at least 1100 MPa as in embodiment 3.
  • Table 5 also shows the microstructure of the hot-rolled flat steel products.
  • the microstructure comprises at least 50% bainite or dislocation-rich ferrite. In all three cases, the proportion of martensite is less than 5% by volume of martensite.
  • the structure of the steel comprises more than 50% by volume of martensite, at most 10% by volume and at most 5% by volume ferrite, remainder bainite.

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 Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, das aus einem Stahl mit 0,03-0,65 Gew.-% Kohlenstoff, 0,1-2, 5 Gew.-% Mangan, optionalen Elementen, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen besteht. Das Stahlflachprodukt weist eine Streckgrenze von mindestens 680 MPa auf. Zudem ist die Druckeigenspannung an mindestens einer Oberfläche des Stahlflachproduktes größer als 2/12 der Streckgrenze. Die weiterhin ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Stahlflachproduktes, wobei ein spezieller Richtprozess zum Einsatz kommt.

Description

Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachprodukts
Die Erfindung betrifft ein hochfestes Stahlflachprodukt mit einer Mindeststreckgrenze von 680 MPa, welches eine gezielt eingebrachten Eigenspannungsverteilung über die Banddicke besitzt, aufgrund derer das Stahlflachprodukt unter anderem eine verbesserte Umformbarkeit beim Biegen besitzt.
Eine hohe Festigkeit von Stahlflachprodukten ermöglicht eine Konstruktion von Bauteilen, die hohen mechanischen Belastungen Stand halten und gleichzeitig ein geringes Bauteilgewicht aufweisen. Diese Eigenschaft erlaubt unter anderem Anwendungen im Bereich des Nutzfahrzeugbaus sowie des Mobilkranbaus. Auch in Anwendungen, in denen ein Stahlflachprodukt abrasivem Verschleiß unterliegt, ist eine hohe Festigkeit des Stahlflachproduktes hilfreich, da hiermit eine hohe Härte einhergeht, welche dem Verschleiß entgegenwirkt. Solche Anwendungen sind etwa Kippermulden oder Förderzeuge, bei denen abrasiver Verschleiß auftritt.
Gleichwohl bedarf es neben der hohen Festigkeit bzw. Härte eines ausreichenden Umformvermögens, um die Herstellung von Bauteilen aus einem Stahlflachprodukt zu ermöglichen. Eine hohe Festigkeit geht jedoch typischerweise mit einer verringerten Umformbarkeit einher.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein hochfestes Stahlflachprodukt bereitzustellen, das verbesserte Umformeigenschaften aufweist. Weitere Aufgabe ist es ein effizientes Verfahren zur Herstellung dieses Stahlflachproduktes bereitzustellen.
Diese Aufgabe wird gelöst durch ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, das aus einem Stahl mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung besteht (in Gew.-%):
- C: 0,03-0,65 Gew.-%
- Mn: 0,1-2, 5 Gew. -%
- Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, und eine Streckgrenze von mindestens 680 MPa aufweist. Optional umfasst der Stahl weitere Elemente, die im Folgenden noch ausführlich erläutert werden. Zudem ist die Druckeigenspannung an mindestens einer Oberfläche des Stahlflachproduktes größer als 2/12 der Streckgrenze, insbesondere größer als 4/12 der Streckgrenze, bevorzugt größer als 5/12 der Streckgrenze, besonders bevorzugt größer als 6/12 der Streckgrenze. Die Druckeigenspannung hat den Vorteil, dass sie eine nachfolgende Umformung, speziell eine Biegeumformung, unterstützt. Im Falle einer solchen Biegeumformung bildet die Oberfläche, welche die angegebenen Druckeigenspannungen aufweist, stets die konvexe Seite der Biegung. Zudem wirkt sich die nachfolgende Druckeigenspannung positiv auf zyklische Beanspruchung aus und reduziert beispielsweise das Risiko von Materialermüdung durch das Verhindern von Risswachstum.
Das generelle Einbringen von oberflächennahen Druckeigenspannungen ist beispielsweise aus der US 4,191,599 oder der US 2019/0300977 bekannt. In beiden Fällen wird die Eigenspannungsverteilung durch einen zusätzlichen Prozessschritt, beispielsweise eine Wärmebehandlung, eingestellt, sodass gegenüber dem hier beschriebenen Herstellungsverfahren ein entsprechender Mehraufwand notwendig ist.
Mit Eigenspannungen sind im Sinne dieser Anmeldung nur Eigenspannungen 1. Art gemeint, die bei Relaxation eine Änderung der Form des Stahlflachprodukts hervorrufen können. Explizit nicht betrachtet werden demnach Eigenspannungen 2. Art und 3. Art, welche lediglich in einzelnen Körnern oder Kornbereichen wirksam sind. Die Definition der betrachteten Eigenspannungen basiert auf der von Macherauch et al. in der Schrift „Zur zweckmäßigen Definition von Eigenspannungen“, Härterei-Technische Mitteilungen 28, 1973, S. 201-211 Abgrenzung der verschiedenen Arten von Eigenspannungen.
Die Messung der Eigenspannungen, deren Werte im Folgenden für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt angegeben sind, werden mittels der Bohrlochmethode bestimmt. Die Bohrlochmethode ist gemäß ASTM E837-08 „Standard Test Method for Determining Residual Stresses by the Hole-Drilling Strain-Gage Method“ spezifiziert und ermöglicht insbesondere die Ermittlung von Eigenspannungen 1. Art.
Weiterhin werden im Sinne dieser Anmeldung unter Eigenspannungen ausschließlich die Eigenspannungen parallel zur Walzrichtung des Stahlflachprodukts gemeint, da aufgrund der Prozessroute in Form von Warmwalzen und Richtwalzen in dieser Richtung die betragsmäßig größten Eigenspannungen auftreten. Unter der Streckgrenze Re eines Stahlflachproduktes wird im Sinne dieser Anmeldung die obere Streckgrenze ReH verstanden, wenn das Stahlflachprodukt eine ausgeprägte Streckgrenze aufweist. Andernfalls (das heißt für Stahlflachprodukte ohne eine ausgeprägte Streckgrenze) wird im Sinne dieser Anmeldung unter der Streckgrenze des Stahlflachproduktes die Dehngrenze Rp02 verstanden.
Die Streckgrenze des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes, welche nach DIN EN ISO 6892 ermittelt wird, beträgt mindestens 680 MPa, um eine ausreichende Festigkeit für konstruktive und verschleißbeanspruchte Anwendungen sicherzustellen. Insbesondere beträgt die Streckgrenze mindestens 890 MPa, um effiziente Konstruktionen zu ermöglichen.
Bei einer speziellen Weiterbildung ist die genannte Druckeigenspannungen an der mindestens einen Oberfläche außerdem kleiner als die Streckgrenze des Stahlflachproduktes. Hierdurch wird erreicht, dass kein plastisches Fließen eintritt. Insbesondere ist die Druckeigenspannung an der mindestens einen Oberfläche kleiner als 8/10 der Streckgrenze, um einen ausreichenden Abstand zur Streckgrenze einzuhalten und damit einer ungewollten Verformung entgegenzuwirken.
Bei einer bevorzugten Weiterbildung beträgt das Verhältnis von Streckgrenze zu Elastizitätsmodul E des Stahlflachproduktes maximal 0,01. Ein kleines Verhältnis von Streckgrenze und Elastizitätsmodul ermöglicht die Einbringung einer ausreichenden plastischen Umformung in einem Richtwalzprozess, der zur Einstellung eines ebenen Fertigprodukts mit einer definierten Eigenspannungsverteilung notwendig ist. Insbesondere übersteigt daher das Verhältnis von Streckgrenze zu Elastizitätsmodul nicht einen Wert von 0,0085, bevorzugt liegt der maximale Wert für das Verhältnis von Steckgrenze und Elastizitätsmodul bei 0,007, besonders bevorzugt bei maximal 0,0055.
Insbesondere weist das warmgewalzte Stahlflachprodukt eine Dicke dw von 1,5 mm bis 25 mm, insbesondere bis 20mm auf. Aufgrund des angestrebten Einsatzprofils beträgt die Dicke bevorzugt mindestens 2,0 mm, insbesondere mindestens 3,0 mm, um hinreichend steife Konstruktionen zu ermöglichen. Die maximale Dicke beträgt bevorzugt 15 mm, da auf diese Weise eine Gewichtsreduktion möglich ist.
Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt zeichnet sich durch eine hervorragende Umformbarkeit aus, welche für typische Anwendungen in Biegeoperationen besteht. Diese hervorragende Umformbarkeit wird durch ein möglichst geringes Verhältnis aus minimalem Biegeradius zur Dicke dw des Stahlflachproduktes charakterisiert. Zur Ermittlung des minimalen Biegeradius werden Probestreifen des zu prüfenden Materials mit beliebiger, jedoch in einer Prüfreihe konstanter Orientierung zur Walzrichtung mit stetig kleiner werdendem Biegeradius gebogen. Die konvexe Biegeseite wird einer optischen Kontrolle, ggf. unterstützt durch vergrößernde Optiken, unterzogen. Sind keine Risse sichtbar, so gilt die Prüfung als bestanden. Sind Risse feststellbar, so gilt der zuvor verwendete Biegeradius, bei dem keine Rissbildung feststellbar war, als der minimal mögliche Biegeradius. Als Grenzwert zur Definition eines Risses wird eine Mindestrisslänge von 10 pm festgelegt.
Sofern die Streckgrenze kleiner ist als HOOMPa beträgt das Verhältnis des minimalen Biegeradius zur Dicke des Stahlflachproduktes maximal 4, insbesondere maximal 2,5, bevorzugt maximal 2,1. Für Streckgrenzen größer oder gleich 1100 MPa beträgt das Verhältnis von minimalem Biegeradius und Dicke maximal 4,5, insbesondere maximal 3,0, bevorzugt maximal 2,5.
Um die geforderte Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes einzustellen, besteht das Gefüge insbesondere aus Bainit, Martensit sowie Restaustenit. Die Bezeichnung „Bainit“ schließt ausdrücklich bainitischen Ferrit mit ein. Die Bezeichnung „Martensit“ schließt ebenso angelassenen Martensit ein. Die im weiteren genannten Anteile der Gefügebestandteile beziehen sich stets auf eine Auswertung bezogen auf die Fläche.
Beträgt die Streckgrenze weniger als 890 MPa, so umfasst das Gefüge bevorzugt zu mindestens 50 % Bainit, höchstens 10 Vol.-%, bevorzugt höchstens 5 Vol.-% Martensit. Insbesondere kann das Gefüge zu 100 Vol.-% Bainit umfassen.
Beträgt die Streckgrenze mindestens 890MPa, so weist der Stahl ein Gefüge auf, das mehr als 50 Vol.-% Martensit, höchstens 10 Vol.-%, bevorzugt höchstens 5 Vol.-% Ferrit, Rest Bainit umfasst. Insbesondere kann das Gefüge zu 100 Vol.-% Martensit umfassen.
In bevorzugten Varianten umfasst das Stahlflachprodukt eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsanteil:
- Si: 0,05 - 1,5 Gew.-% oder bis zu 0,03 Gew.-%
- AI: 0,01 - 1,5 Gew.-%
- B: 0,0001 - 0,0075 Gew.-% - Nb: 0,002 - 0,2 Gew.-%
- Cr: 0,05 - 2,5 Gew.-%
- Mo: 0,01 - 0,5 Gew. -%
- Ti: 0,002 - 0,3 Gew. -%
- V: 0,002 - 0,3 Gew.-%
- Ni: 0,05 - 10 Gew. -%
- Cu: 0,01- 1,0 Gew. -%
- Ca: 0,0001 - 0,0065 Gew.-%
- REM: 0,001 - 0,05 Gew.-%
- N: 0,002- 0,01 Gew.-%
- P: 0,003 - 0,05 Gew.-%
- Sn: 0,001% - 0,04 Gew.-%
- As: 0,001 - 0,02 Gew.-%
- 0: 0,001 - 0,03 Gew.-%
- Co: 0,01 - 0,7 Gew. -%
- W: 0,005 - 0,2 Gew.-%
- Zr: 0,005 - 0,2 Gew.-%
- Be: 0,001 - 0,1 Gew. -%
- Sb: 0,001- 0,3 Gew.-%
- S: 0,0002- 0,01 Gew.-%
- Pb: 0,0001 - 0,02 Gew.-%
Die verschiedenen Bestandteile des Stahls sind im Folgenden ausführlich erläutert, wobei auch jeweils bevorzugte Mindestgehalte und Maximalgehalte für deren Beilegierung angegeben sind.
Kohlenstoff (C) ist primär zur Steigerung von Zugfestigkeit und Streckgrenze im Stahlsubstrat vorhanden. Durch C-Gehalte von mindestens 0,03 Gew.-% kann die Wirkung im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt effizient genutzt werden. Die interstitielle Löslichkeit des Kohlenstoffs sowohl in der kubisch-flächenzentrierten als auch in der kubisch-raumzentrierten Gitterstruktur ermöglicht eine solche Festigkeitssteigerung. Da die Löslichkeit jedoch innerhalb der verschiedenen Gitterstrukturen variiert, kann die Anwesenheit von C außerdem zu einer martensitischen Phasenumwandlung führen. Hierbei wird durch eine ausreichend hohe Abkühlrate der Kohlenstoff in der raumzentrierten Struktur zwangsgelöst und führt somit zu einer tetragonalen Verzerrung des kubischen Systems. Diese Martensitumwandlung resultiert in einer signifikanten Festigkeitssteigerung, die bei prozesstypischen Variationen vorzugsweise im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt bei C-Gehalten ab 0,06 Gew.-% besonders sicher stattfindet. Bei erhöhten Temperaturen kann es zwischen C und weiteren Legierungselementen zur Bildung von Karbiden kommen, welche ebenfalls zu einer erhöhten Festigkeit beitragen. Diese Karbide sind entweder härter als die umgebende Matrix oder verzerren die Matrix in solchem Maße, dass deren Härte ansteigt. Dieser Härteanstieg beeinflusst insbesondere die Verschleißfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes positiv. Für eine effiziente Ausnutzung der Karbidbildung sollte bevorzugt ein C-Gehaltvon 0,07 Gew.-% nicht unterschritten werden. Gleichzeitig hat der C-Gehalt eine senkende Wirkung auf die Martensit-Starttemperatur. Um die Durchhärtbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu gewährleisten, wird eine Obergrenze des C-Gehalts von maximal 0,65 Gew.-% empfohlen. Auch die Schweißeignung wird durch den C-Gehalt beeinflusst. So kann vorzugsweise bei maximalen C-Gehalten von 0,4 Gew.-% eine besonders gute Schweißeignung gewährleistet werden. Um die Ausnutzung der positiven Wirkung des Kohlenstoffs auf die Festigkeitseigenschaften zu ermöglichen und gleichzeitig die Reduzierung der Duktilität und Zähigkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes zu limitieren, ist der C- Gehalt bevorzugt auf maximal 0,2 Gew.-% zu beschränken.
Mangan (Mn) nimmt im Stahlsubstrat als Legierungselement reguläre Gitterplätze ein. Dabei verzerren die Substitutionsatome durch ihren Atomradius, der sich von dem der Eisenatome unterscheidet, das kubische Gitter und erhöhen somit die Festigkeit. Um diesen Effekt der Mischkristallverfestigung zu ermöglichen, soll Mn in Gehalten von mindestens 0,1 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorliegen. Des Weiteren wird Mn aufgrund seiner hohen Sauerstoffaffinität als Desoxidationsmittel eingesetzt. Ein vorzugweise eingestellter Mindest-Gehalt von 0,5 Gew.-% wirkt sich beruhigend auf die Schmelze des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts aus. Neben Sauerstoff weist Mn außerdem eine hohe Affinität zum Schwefel, der herstellungsbedingt meist in Form von unvermeidbaren Verunreinigungen im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorliegt, auf. Durch bevorzugte Zugabe von Mn-Gehalten von mindestens 0,7 Gew.-% kann durch diese Affinität der Schwefel abgebunden werden (zu MnS) und so die Bildung versprödender Phasen (z. B. FeS) vermieden werden. Mn neigt zur Ausbildung von Seigerungen über die Materialdicke, welche die mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verschlechtern. Solche Seigerungen können durch einen Grenzwert des Mn-Gehalts von maximal 3,0 Gew.-% eingedämmt werden, um das entsprechende Eigenschaftsprofil des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts homogen zu gewährleisten. Des Weiteren kann bei höheren Mn-Gehalten die Schweißeignung und das Umformverhalten von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten negativ beeinflusst werden. Vorzugsweise können durch eine Beschränkung des Mn-Gehalts auf maximal 2,5 Gew.-% die negativen Effekte auf die Fügbarkeit weitestgehend unterdrückt werden. Bei höherem Mn-Gehalt wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt überhitzungsempfindlicher und neigt zur Anlasssprödigkeit. Um diese negativen Effekte einzudämmen und die Wirkung der Mn-Legierung optimal auszunutzen, wird bevorzugt ein Mn-Gehalt von maximal 2,0 Gew.-% beigefügt.
Neben den Pflichtelementen, deren Zugabe für die Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes notwendig sind, können optional zusätzliche Elemente beigefügt werden, um die gewünschten mechanisch-technologischen Eigenschaften in besonderem Maße zu erfüllen. Alle optionalen Elemente können in geringeren als den hier angegebenen Mindestgehalten in Form von Verunreinigungen vorliegen ohne die Eigenschaften des Produkts wesentlich zu beeinflussen.
Optional können die folgenden Elemente hinzugefügt werden:
Silizium (Si) bildet als optionales Legierungselement im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt einen Substitutionsmischkristall, was zu einer Steigerung der Festigkeit führt. Durch die Zugabe von mindestens 0,05 Gew.-% wird ein Festigkeitsniveau erzielt, wie es im Profil des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beschrieben ist. Si besitzt des Weiteren die Fähigkeit, im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt als unerwünschte Verunreinigung vorliegenden Sauerstoff an sich zu binden und dadurch die Schmelze zu beruhigen. Diese Eigenschaft, welche das optionale Legierungselement Aluminium (AI) ebenfalls aufweist, kommt vorzugsweise bei Si-Gehalten von mindestens 0,07 Gew.-% zum Tragen. Als Karbidhemmer erhöht Si im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt die Beständigkeit gegen eine unerwünschte Festigkeitsabnahme innerhalb der Wärmeeinflusszone beim Schweißen und Anlassen. Diese Faktoren kommen bevorzugt bei Si- Gehalten von mindestens 0,10 Gew.-% zum Tragen. Durch die Zugabe von zu großen Mengen an Si wird die Walzbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts negativ beeinflusst. So ist eine gute Walzbarkeit sichergestellt, wenn der Si-Gehalt maximal 1,5 Gew.-% beträgt. Hohe Si-Gehalte begünstigen außerdem die Bildung von Rotzunder, welcher durch seine isolierende Wirkung die Effizienz des Kühlwassers deutlich reduziert. Um die notwendige Prozessstabilität zur sicheren Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu gewährleisten, ist vorzugsweise ein Si- Gehalt von maximal 0,6 Gew.-% nicht zu überschreiten. Für eine optimale Erzielung der mechanisch-technologischen Eigenschaften bei gleichzeitig stabiler Prozessführung während der Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist bevorzugt ein maximaler Si-Gehalt von 0,35 Gew.-% zu wählen. Neben den beschriebenen Grenzwerten ist eine alternative Variante des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts möglich, bei welcher ein maximaler Si-Gehalt von 0,030 Gew.-% eingehalten wird. Durch diese Einschränkung wird die Stückverzinkbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in solchem Maße verbessert, dass dieser Fertigungsschritt optional ausgeführt werden kann.
Wie Silizium kann auch Aluminium (AI) optional als Legierungselement eingesetzt werden. Bei der Stahlherstellung wird AI üblicherweise zur Beruhigung der Schmelze eingesetzt. Durch die Abbindung des Sauerstoffs zu AI2O3 wird das Aufsteigen von Sauerstoffblasen vermieden. Im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ist, um diesen Effekt auszunutzen, ein Al-Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% notwendig. Neben der Funktion als Desoxidationsmittel in der Stahlschmelze, welche durch die hohe Sauerstoffaffinität des Aluminiums zustande kommt, wird AI auch zur Kornfeinung genutzt. So bindet AI ebenfalls das optionale Legierungselement Stickstoff (N) und es bilden sich Aluminiumnitride. Diese verbessern die Keimbildung und behindern durch die resultierend hohe Keimdichte das Kornwachstum, wodurch mehr kleine Körner entstehen und die Zähigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gesteigert wird. Für die Kornfeinung ist vorzugsweise ein Al-Gehalt von mindestens 0,02 Gew.-% erforderlich. Da beim erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional Bor (B) zur Erzielung einer hohen Härte eingesetzt werden kann, ist eine gute Abbindung des enthaltenen Stickstoffs wichtig. Bei der optionalen Anwesenheit von Niob (Nb) kann AI die Bildungsenergie von Niobnitriden und -karbonitriden herabsetzen, wodurch das atomare Bor ungebunden die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verbessern kann. Des Weiteren senkt ein ausreichender Al-Gehalt die Dichte. Um gegen mögliche prozessbedingte und technisch nur mit hohem Aufwand vermeidbare Schwankungen des N-Gehalts abgesichert zu sein und eine geringere Dichte einzustellen, sollte bevorzugt ein Al- Gehalt von mindestens 0,070 Gew.-% gewählt werden. Um alle vorgenannten Effekte der Al- Legierung zugleich sicher nutzen zu können, wird der Al-Gehalt besonders bevorzugt auf mindestens 0,085 Gew.-% eingestellt. Durch die hohe Affinität zum Sauerstoff vergröbern die resultierenden AI2O3-Partikel bei hohen Al-Gehalten. Um die Ausscheidung grober Partikel, die negativen Einfluss auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften nehmen, zu verhindern, sollte ein Al-Gehalt von maximal 1,5 Gew.-% nicht überschritten werden. Bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes wirkt sich der enthaltene Al-Gehalt auf die Vergießbarkeit aus. Um eine gute Vergießbarkeit zu gewährleisten, ist vorzugsweise ein Al-Gehalt von maximal 0,4 Gew.-% einzustellen. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt mit einem Al-Gehalt von bevorzugt maximal 0,15 Gew.-% führt zur optimalen Ausnutzung des zulegierten Aluminiums, wenn keine Anforderungen an die Dichtereduktion bestehen.
Wie bereits angedeutet ist die Zugabe von Bor (B) bei der Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts optional möglich, um das gewünschte Härteniveau zu erreichen. Hierzu können B-Gehalte von mindestens 0,0001 Gew.-% zulegiert werden. B muss für seine härtbarkeitssteigernde Wirkung atomar im Stahlsubstrat vorliegen. Entsprechend sind beim optionalen Einsatz von B zusätzliche Elemente beizufügen, die den als optionales Legierungselement oder unerwünschte Verunreinigung ggf. enthaltenen Stickstoff in solchem Maße abbinden, dass die Bildung von Bornitrid verhindert wird. Bevorzugte Ausführungen sind die Kombination der B- Legierung entweder mit Aluminium (AI) in Kombination mit Niob (Nb) oder mit Titan (Ti), welche durch ihre Affinität zum Stickstoff bevorzugt als Nitrid- und Karbid- bzw. Karbonitridbildner fungieren. Um eine ausreichend hohe Konzentration an atomarem B im Stahlsubstrat bei vollständiger Stickstoff-Abbindung gewährleisten zu können, ist vorzugsweise ein minimaler B- Gehalt von 0,0005 Gew.-% einzustellen. So ist das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt gegenüber herstellungsbedingt unvermeidbaren Schwankungen im Stickstoffgehalt abgesichert. Innerhalb des Gefüges segregiert B bevorzugt an Austenitkorn- oder Phasengrenzen, wodurch die ferritische Keimbildung unterdrückt und die ferritisch-perlitische Phasenumwandlung zu längeren Abkühlzeiten verschoben wird. All diese positiven Wirkmechanismen des Bors sind bei einer bevorzugten Einstellung eines minimalen B-Gehaltes von 0,0010 Gew.-% gegeben. Bei weiterem Zulegieren kann sich der Effekt der Festigkeitssteigerung durch B sogar rückläufig verhalten und entfestigend wirken. Um dieser Wirkung zu entgehen, sind B-Gehalte von maximal 0,0075 Gew.-% einzuhalten. Durch dessen Neigung zur Korngrenzenanlagerung können sich bei B-Gehalten, die diesen Wert überschreiten, die Zähigkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verschlechtern. Der Einfluss von B ist auf bestimmte Gehalte begrenzt, worüber hinaus eine zusätzliche Hinzugabe keine weitere positive Wirkung bedingt. Entsprechend werden vorzugsweise B-Gehalte von maximal 0,005 Gew.-% empfohlen. Da der Effekt von Bor bei steigenden Gehalten verhältnismäßig gering wird, sind bevorzugt Gehalte von maximal 0,0035 Gew.-% beizufügen, um eine besonders effiziente B-Legierung sicherzustellen.
Zum Abbinden des im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts des ggf. als Legierungselement oder als unvermeidbaren Verunreinigung enthaltenen Stickstoffs (N) kann optional Niob (Nb) zur Schmelze hinzugegeben werden. Durch die hohe Temperaturbeständigkeit der Niobnitride, -karbide und -karbonitride behindern diese das Kornwachstum vor, während und nach dem Walzprozess. Die hierdurch entstehende feinere Mikrostruktur weist verbesserte Zähigkeitseigenschaften auf. Um einen ausreichenden Effekt zu erzielen, wird einen Nb-Gehalt von mindestens 0,002 Gew.-% benötigt. Zur Bildung solcher Nitrokarbide, -nitride und -karbonitride ist eine relativ hohe Bildungsenergie nötig, die in Form von hohen Temperaturen eingebracht werden muss. Falls neben Nb auch Aluminium (AI) in der Legierung enthalten ist, wie es beim erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional der Fall ist, kann die Bildungsenergie herabgesetzt und effizienter die Bildung von Bornitriden verhindert werden. Ein vorzugsweise eingestellter Nb- Gehalt von mindestens 0,005 Gew.-% gewährleistet eine ausscheidungshärtende Wirkung der entstehenden Partikel. Für die Ausbildung einer kornfeinenden Wirkung der Niobnitride, -karbide und karbonitride ist bevorzugt ein Nb-Gehalt von mindestens 0,010 Gew.-% nicht zu unterschreiten. Um eine vollständige Abbindung des Stickstoffs trotz prozesstypischer Variationen zu sicherzustellen, sind besonders bevorzugt mindestens 0,020 Gew.-% beizufügen. Bei Nb- Gehalten, die 0,2 Gew.-% überschreiten, ist keine weitere Verbesserung der mechanischtechnologischen Eigenschaften erkennbar, weshalb dieser Wert als Maximalgrenze vorgesehen wird. Kommt es zu einer vermehrten Ausscheidung von Niobkarbiden, kann darunter außerdem die Zähigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes leiden. Deshalb sind vorzugsweise Nb- Gehalte von maximal 0,1 Gew.-% einzustellen. Ein hoher Nb-Gehalt erhöht die Rekristallisationstemperatur TNR merklich. Hierdurch entsteht bei konstanten Fertigungsprozessen eine stärker gelängte ehemalige Austenittextur. Diese kann sich auch in anisotropen Werkstoffverhalten widerspiegeln. Durch einen Nb-Gehalt von bevorzugt maximal 0,08 Gew.-% können die gewünschten Zähigkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Querrichtung besonders sicher gewährleistet werden. Besonders bevorzugt kann die Isotropie der Festigkeitseigenschaften durch maximale Nb-Gehalte von 0,035 Gew.-% erzielt werden.
Chrom (Cr) kann als optionales Element in bestimmten Konzentrationen zur Festigkeitssteigerung beitragen. Um diesen Effekt der Härtbarkeit zu nutzen, ist ein Cr-Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% notwendig. Die Durchhärtbarkeit von Cr-haltigen Legierungskonzepten, welche besonders vorteilhaft bei größeren Dicken ist, rührt von der aktiven Unterdrückung der Bildung von Ferrit und Perlit durch den Cr-Gehalt. Somit wird eine vollständige martensitische oder bainitische Umwandlung auch bei geringeren Abkühlraten ermöglicht. Positiver Zusatzeffekt von Cr als Legierungselement ist der zähigkeitssteigernde Charakter. Für die Erzielung des gewünschten Zähigkeitsniveaus eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sollte vorzugsweise ein Cr-Gehalt von mindestens 0,1 Gew.-% eingebracht werden. Die Korrosionsbeständigkeit von Cr macht das Legierungselement für verschiedenste Anwendungen interessant. Gerade in Kombination mit anderen optionalen Elementen wie Silizium (Si) oder Aluminium (AI) kann die Zunderbeständigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verbessert werden. Hierzu wird bevorzugt ein Cr- Gehalt von mindestens 0,2 Gew.-% gewählt. Aus fügetechnologischen Gesichtspunkten ist Cr hinderlich, da die Schweißbarkeit mit steigendem Gehalt merklich abnimmt. Um die Fügbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu gewährleisten, ist der Cr-Gehalt auf maximal 2,5 Gew.-% zu limitieren. Neben der Festigkeitssteigerung durch den Mechanismus der Mischkristallverfestigung bildet Cr zusätzlich Karbide, welche die Streckgrenze erhöhen und gleichzeitig die Zähigkeit verbessern können. Allerdings können zu grobe Karbide die mechanischtechnologischen Eigenschaften und insbesondere die Zähigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts negativ beeinflussen, weshalb vorzugsweise ein Cr-Gehalt von maximal 1,5 Gew.-% eingehalten werden sollte. Für eine optimale Ausnutzung der Wirkweise des Cr als Legierungselement sollte im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ein Gehalt von maximal 0,8 Gew.-%, besonders bevorzugt maximal 0,5 Gew.-% eingestellt werden, da mit steigenden Gehalten die Effizienz der Cr-Zugabe abnimmt.
Ähnliche Eigenschaften wie Chrom (Cr) weist das optionale Legierungselement Molybdän (Mo) auf, weshalb beide bevorzugt in Kombination eingesetzt werden. Um das Festigkeitsniveau eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu erreichen, ist ein Mo-Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% einzustellen. Hierbei wirken vordergründig die Mechanismen der Ausscheidungsund Mischkristallverfestigung. Des Weiteren verringert Mo die Neigung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zur Anlassversprödung und verbessert die Warmfestigkeit. Hierzu ist vorzugsweise ein Mo-Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% vorhanden. Durch die Zugabe von bestimmten Mo-Gehalten kann die Durchhärtbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verbessert werden. Bevorzugt ist ein Gehalt von mindestens 0,20 Gew.-% zu wählen, um die Eigenschaften des Mo optimal auszunutzen. Von einer Erhöhung des Mo-Gehalts oberhalb von 1,0 Gew.-% wird aus wirtschaftlichen Gründen abgesehen, da dies keinen mechanisch-technologischen Nutzen nach sich zieht und die Kosten unnötig steigert. Die steigende Festigkeit durch die Zugabe von Mo korreliert mit einer sinkenden Umformbarkeit, wodurch umformende Fertigungsprozesse bei der Bearbeitung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wesentlich beeinflusst werden. So ist der Mo-Gehalt vorzugsweise auf maximal 0,5 Gew.-% zu limitieren, um die Wamumformbarkeit nicht zu gefährden. Ein erhöhter Mo-Gehalt hat außerdem eine steigernde Wirkung auf den Haltepunkt Al zur Folge, weshalb bevorzugt Mo-Gehalten von maximal 0,30 Gew.-% eingesetzt werden, um eine technisch aufwändig zu realisierende Temperaturführung bei der erfindungsgemäßen Herstellung des Stahlflachprodukts im Wesentlichen zu vermeiden. Ein weiteres Legierungselement, welches optional im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt eingesetzt werden kann, ist Titan (Ti). Gerade die Wechselwirkung zwischen Ti und dem ggf. als Legierungselement oder als unvermeidbare Verunreinigung im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhandene Stickstoff (N) bringt bei Ti-Gehalten von mindestens 0,002 Gew.-% große Vorteile mit sich. Die so geformten Titannitride (TiN) hemmen das Austenitkornwachstum bei hohen Temperaturen wie beispielsweise in der dem Walzprozess vorausgehenden Vorwärmung und verbessern somit die Zähigkeitseigenschaften. Durch die Abbindung des Stickstoffs verhindert Ti zudem, dass dieser ansonsten eine Bindung mit dem optional enthaltenen Bor eingehen und dadurch dessen Wirkweise merklich schädigen würde, da Bor zur Festigkeitssteigerung atomar vorliegen muss. Um die ggf. vorhandenen N-Gehalte, die prozesstypisch variieren können, abzubinden, wird vorzugsweise ein Ti-Gehalt von mindestens 0,005 Gew.-% eingebracht. Die Ausscheidungverfestigung der gebildeten Titannitride ist bei Ti-Gehalten von mindestens 0,008 Gew.-% wahrnehmbar, weshalb dieser Wert bevorzugt als Untergrenze eingesetzt wird. Neben der Affinität des Ti zum Stickstoff kann es auch Bindungen mit dem in dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt enthaltenen Kohlenstoff eingehen. Die so entstehenden Titankarbide oder -karbonitride haben einen ausscheidungshärtenden Charakter im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt. Um in ausreichender Konzentration für die Bildung verschiedener nichtmetallischer Einschlüsse vorzuliegen, sollte besonders bevorzugt ein Ti-Gehalt von mindestens 0,015 Gew.-% eingebracht werden. Die Titankarbide, -nitride und -karbonitride wirken sich kornfeinend während des thermomechanischen Walzens aus und verbessern entsprechend die Zähigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Durch die Zugabe von Titan wird allerdings auch die Rekristallisationsstopptemperatur TNR merklich angehoben. Um einen ausreichend hohen Rekristallisationsgrad des ehemaligen Austenitkorns und damit ein guasi-isotropes Werkstoffverhalten gewährleisten zu können, wird der maximale Ti-Gehalt auf 0,3 Gew.-% beschränkt. Auch die Zähigkeitseigenschaften, welche für ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt von großer Bedeutung sind, können durch die Bildung grober TiN bei zu hohen Ti-Gehalten und gleichzeitigem Vorhandensein von N merklich absinken. Deshalb ist der Ti-Gehalt vorzugsweise auf maximal 0,2 Gew.-% zu limitieren. Vorteilhaft hinsichtlich der mechanisch-technologischen Eigenschaften sind Titankarbide, -nitride sowie -karbonitride mit niedrigem Durchmesser. Gröbere Ausscheidungen haben negative Auswirkungen auf die Dauerfestigkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts unter zyklischer Belastung. Die Ausbildung zu grober Karbide kann bevorzugt durch einen maximalen Ti-Gehalt von 0,1 Gew.-% begrenzt oder gar vollständig vermieden werden. Vanadium (V) kann optional als Legierungselement im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt eingesetzt werden. V-Gehalte von mindestens 0,002 Gew.-% sind vorteilhaft, um das Festigkeitsniveau des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts abzusichern. V bildet in der Legierung feine Ausscheidungen, welche das Festigkeitsniveau des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes merklich steigern können. Um eine erste Festigkeitssteigerung auch bei Stickstoff- oder Temperaturschwankungen zu erzielen, wird vorzugsweise ein V-Gehalt von mindestens 0,005 Gew.-% eingestellt. Neben der Ausscheidungshärtung kann V bevorzugt bei Gehalten von mindestens 0,008 Gew.-% zur Kornfeinung beitragen. So werden ebenfalls die Festigkeit sowie die Zähigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gesteigert. In Lösung kann sich V zudem umwandlungsverzögernd auf die Legierung auswirken. Aus wirtschaftlicher Sicht ist von V- Gehalten, die 0,15 Gew.-% überschreiten, abzuraten, da die geringe weitere Eigenschaftsverbesserung durch höhere Gehalte die damit verbundene deutliche Kostensteigerung nicht rechtfertigt. Da die angestrebten Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften in Querrichtung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts unter anderem vom Rekristallisationsgrad des ehemaligen Austenitgefüges abhängen, wird vorzugsweise der V-Gehalt auf maximal 0,07 Gew.-% beschränkt. Durch V steigt die Rekristallisationstemperatur TNR des Stahlflachprodukts merklich, was zu einem gestreckten Austenitkorn und anisotropem Werkstoffverhalten führt. Der Effekt von V ist jedoch im Vergleich zu Niob (Nb) eher schwach. Dennoch werden bevorzugt V-Gehalte von maximal 0,03 Gew.-% eingesetzt, um diesen Effekt sicher einzudämmen. Um eine gute Schweißbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu gewährleisten und die Rissneigung beim Schweißen zu senken, wird besonders bevorzugt ein V-Gehalt von maximal 0,01 Gew. -% zulegiert.
In einer alternativen Ausführung kann der V-Gehalt auch auf höhere Gehalte festgelegt werden, wenn insbesondere die Rissneigung durch entsprechende Prozessführung beim Schweißen sicher vermieden werden kann. Hauptaugenmerk bei dieser Variante liegt auf der Ausbildung von Anlasskarbiden im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt. Deren festigkeitssteigernde Wirkung ist bei V-Gehalten von mindestens 0,02 Gew.-% merklich. Vorzugsweise werden hierzu V-Gehalte von mindestens 0,08 Gew.-% gewählt. Aus Kostengründen wird der V-Gehalt auf maximal 0,5 Gew.-% beschränkt. Um die Vergröberung der Anlasskarbide zu verhindern, wird bevorzugt ein maximaler Gehalt von 0,3 Gew.-% eingesetzt. Zur optimalen Ausnutzung der Wirkmechanismen werden bevorzugt V-Gehalte von 0,1 Gew. -% verwendet. Optional ist auch die Zugabe von Nickel (Ni) bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts möglich. Ni erhöht die Härtbarkeit des Produkts, wobei die Wirkung im Vergleich zu anderen Legierungselementen deutlich geringer ist. Durch Ni-Gehalte von mindestens 0,05 Gew.-% wird die kritische Abkühlgeschwindigkeit gesenkt, was in einer verbesserten Durchhärtung und Durchvergütung resultieren kann. Vorzugsweise sind Ni-Gehalte von mindestens 0,15 Gew.-% einzuhalten, um möglichst sicher das Härteniveau, welches für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt gewünscht ist, über die gesamte Materialdicke und mit geringer Sensibilität gegenüber technisch bedingter Schwankungen der Prozessparameter zu erzielen. Auch Verformbarkeit und Zähigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird durch die Ni-Zugabe verbessert. Bevorzugt werden hierzu Ni-Gehalte von mindestens 0,3 Gew.-% eingestellt. Aus wirtschaftlichen Gründen ist von Ni-Gehalten über 10 Gew.-% abzuraten, da eine weitere Steigerung die mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht zusätzlich positiv beeinflusst. Neben den genannten positiven Eigenschaften fördert Ni in erhöhten Konzentrationen die Anlassversprödung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Der Effekt kann vorzugsweise durch Ni-Gehalte von maximal 5 Gew.-% eingedämmt werden. Da durch die Zulegierung von Ni die Schweißbarkeit negativ beeinflusst wird, ist der Ni-Gehalt zur Sicherstellung der Schweißeignung bevorzugt auf maximal 1 Gew.-% begrenzt. Ein effizienter Einsatz von Ni im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ist bei besonders bevorzugten Gehalten von maximal 0,5 Gew.-% gegeben. Auch ohne die beschriebene optionale Zulegierung von Nickel, kann ein gewisser Ni-Gehalt als unvermeidbare Verunreinigung vorkommen. In dem Fall beträgt der Ni- Gehalt maximal 0,05 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,04 Gew.-%.
Ein weiteres optionales Legierungselement ist Kupfer (Cu). So können Cu-Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-% zu einer verbesserten Härtbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eingesetzt werden. Des Weiteren wird die Anlassbeständigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts durch die Zugabe verbessert. Hierfür werden vorzugsweise Cu-Gehalte von mindestens 0,03 Gew.-% eingestellt. Insbesondere in Kombination mit Phosphor (P) verbessert Cu die Korrosionsbeständigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gegenüber atmosphärischer Korrosion. Um für diesen Effekt eine Cu-Konzentration zu gewährleisten, wird bevorzugt ein Cu- Gehalt von mindestens 0,10 Gew.-% eingesetzt. Die Gefahr eines Rotbruchs bei der Herstellung wird durch einen Cu-Gehalt von maximal 1,0 Gew.-% minimiert. Zudem beeinflusst Cu die Schweißbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Vorzugsweise werden daher Cu- Gehalte von maximal 0,5 Gew.-% verwendet, da so die Wärmeeinflusszone der Schweißung ausreichend hohe Zähigkeitseigenschaften aufweist, wodurch diese in der Anwendung nicht als versagenskritischer Ort fungiert. Zur sicheren Vermeidung grober Cu-Partikel, die sich negativ auf die Zähigkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken, wird bevorzugt ein Cu-Gehalt von maximal 0,3 Gew.-% gewählt.
In einer bevorzugten Ausführung werden die Gehalte von Cu und Ni so eingestellt, dass die Summe der entsprechenden beiden Legierungsgehalte in Gew.-% die oben für Ni angegebenen Grenzen erfüllt. Hierdurch können die für beide Elemente angegebenen Wirkweisen besonders sicher eingestellt und die genannten Risiken besonders sicher vermieden werden.
Calcium (Ca) ist ein optionales Legierungselement für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt. Dabei wird Ca als Entschwefelungsmittel eingesetzt. So sind Ca-Gehalte von mindestens 0,0001 Gew.-% empfehlenswert, um den Schwefel, welcher herstellungsbedingt als unvermeidbare Verunreinigung im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorliegen kann, gemeinsam mit Mn effizient abzubinden. Zusätzlich führt Ca zur rundlichen Einformung nichtmetallischer Einschlüsse, wodurch Dauerfestigkeits- und Zähigkeitseigenschaften verbessert werden können. Besonders sicher ist dieser Mechanismus bei Ca-Gehalten von mindestens 0,0003 Gew.-% wahrnehmbar, weshalb diese vorzugsweise als Mindestgehalt gewählt werden. Ca verändert zudem die Plastizität von Sulfiden, wie z.B. MnS. Dazu löst sich Ca im MnS und bildet ein Mischsulfid, was zu einer Härtesteigerung führt. Während des Warmwalzprozesses verringert Ca somit die Formänderung von MnS und unterdrückt die Bildung gestreckter Sulfide. Besonders sicher werden die Nachteile der nichtmetallischen Einschlüsse bei Ca-Gehalten von mindestens 0,0005 Gew.-% eingedämmt, weswegen dieser Wert als bevorzugte Obergrenze festgelegt wird. Aufgrund der Ressourceneffizienz werden Ca-Gehalte, welche 0,008 Gew.-% überschreiten, vermieden. Ein erhöhter Ca-Gehalt kann des Weiteren die mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verschlechtern. Um dies auszuschließen, ist ein Ca-Gehalt von maximal 0,0065 Gew.-% einzuhalten, wobei die optimale Ausnutzung des Ca bei maximal 0,005 Gew.-% gegeben ist.
Bei der Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist optional die Zugabe seltener Erden (REM), wie z. B. Cer, Lanthan, Neodym, Praseodym und Yttrium, möglich. Die Zugabe kann insbesondere eine Festigkeitssteigerung zur Folge haben. So verbessern Gehalte von mindestens 0,001 Gew.-% die mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Des Weiteren kann die abbindende Wirkung der seltenen Erden auf Schwefel, Phosphor und Sauerstoff die Segregation an Korngrenzen reduzieren, was die Zähigkeit erhöht. Von Gehalten an seltenen Erden oberhalb von 0,05 Gew.-% wird aus Kostengründen abgeraten. Auch die Bildung zusätzlicher Ausscheidungen wird durch diese Obergrenze verhindert, die wiederum die Zähigkeitseigenschaften mindern können.
Zu den optionalen Legierungselementen zählt auch Stickstoff (N). In geringen Gehalten kann N eine festigkeitssteigernde Wirkung auf das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt haben. Hierbei sind N-Gehalte von mindestens 0,002 Gew.-% einzuhalten. Viele optionale Legierungselemente, welche im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt eingesetzt werden, weisen eine hohe Affinität zum N auf, was zur Bildung verschiedener Nitride führt. Diese können sich bei entsprechendem gleichzeitigen Einsatz von Stickstoff und mindestens einem der im Zusammenhang mit Stickstoff aufgeführten optionalen Legierungselementen ebenfalls festigkeitssteigernd auf das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt auswirken. Hierzu werden N-Gehalte von mindestens 0,003 Gew.-% gewählt, wobei bevorzugt mindestens 0,004 Gew.-% beigefügt werden. Einige Nitride, wie z. B. Titannitride, fallen jedoch sehr grob und eckig aus und beeinflussen daher die Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eher negativ. Insbesondere ist Bornitrid unerwünscht, da der Wirkmechanismus des B durch das Abbinden des Legierungselements verhindert wird. Deshalb muss bei der Zugabe von Bor und Stickstoff ausreichend Titan oder Aluminium in Kombination mit Niob vorliegen, um die effiziente Abbindung des N zu gewährleisten. Zur Beschränkung der Nitridbildung wird ein N-Gehalt von maximal 0,01 Gew.-% eingestellt. Vorzugsweise werden N-Gehalte von maximal 0,008 Gew.-% eingehalten, um eine prozesssichere Erzeugung zu gewährleisten. Bevorzugt werden N-Gehalte von maximal 0,006 Gew.-% beigefügt, um insbesondere bei einer optionalen Bor-Zugabe vollständig abgebunden werden zu können.
Phosphor (P) kann dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ebenfalls optional beigefügt werden. Bei Gehalten von mindestens 0,003 Gew.-% und bevorzugt bei mindestens 0,007 Gew.- % kann P eine festigkeitssteigernde Wirkung haben. Es überwiegt jedoch der negative Einfluss des P auf die Zähigkeitseigenschaften, wodurch der Rissausbreitungswiderstand stark limitiert wird. Daher wird ein maximaler P-Gehalt von 0,15 Gew.-% nicht überschritten. Während der Erstarrung des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes bilden sich bei erhöhtem P-Gehalt durch dessen geringe Diffusionsgeschwindigkeit Seigerungen aus, die unter Belastung als Rissinitiierungsstellen fungieren können. Um eine hohe Prozesssicherheit gewährleisten zu können und das gewünschte mechanisch-technologische Eigenschaftsspektrum des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu erzielen, ist der P-Gehalt vorzugsweise auf maximal 0,05 Gew.-% und bevorzugt maximal 0,02 Gew.-% zu limitieren. Zu den optionalen Legierungselementen zählt auch Zinn (Sn). In sauren Medien kann Sn zu einer verbesserten Korrosionsbeständigkeit führen. Hierzu ist ein Sn-Gehalt von mindestens 0,001 Gew.-% notwendig. So lagert sich Sn bei Temperaturen um 500 °C entlang von Korngrenzen an, wodurch dort die Wasserstoffrekombination gehemmt wird, worin der verbesserte Widerstand gegenüber sauren Medien begründet liegt. Gleichzeitig können diese lokalen Sn-Seigerungen zur Versprödung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts führen. Zur Eindämmung der Versprödung wird ein Sn-Gehalt von maximal 0,04 Gew.-% nicht überschritten, vorzugsweise werden jedoch maximal 0,03 Gew.-% und bevorzugt maximal 0,02 Gew.-% für optimale mechanisch-technologische Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gewählt. Auch die optionale Zugabe von Arsen (As) kann sich vorteilhaft auf die mechanischtechnologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken. As verhält sich ähnlich wie Zinn (Sn), da es sich ebenfalls bei Temperaturen um 500 °C an Korngrenzen anlagert, was auf der einen Seite die Korrosionsbeständigkeit in sauren Medien verbessern kann. Hierzu ist ein As-Gehalt von mindestens 0,001 Gew.-% notwendig. Andererseits können die As- Ablagerungen die Korngrenzen für einen Sprödbruch prädestinieren. Daher wird ein As-Gehalt von maximal 0,02 Gew.-% eingehalten. Zusätzlich wird der zähigkeitssenkende Effekt des As eingedämmt, indem vorzugsweise ein maximaler As-Gehalt von 0,015 Gew.-% hinzugefügt wird. Um abschließend auch eine gute Schweißbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes zu gewährleisten, wird der As-Gehalt bevorzugt auf maximal 0,01 Gew.-% limitiert.
Sauerstoff (0) kann ebenfalls als optionales Legierungselement eingesetzt werden. Einige Legierungselemente, welche zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eingesetzt werden, weisen eine hohe Sauerstoffaffinität auf. Bevorzugt Aluminium geht eine Bindung mit dem enthaltenden Sauerstoff ein, um stabile Oxide zu bilden. Bei O-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-% entstehen nichtmetallische Einschlüsse, die die Versetzungsbewegung behindern und dadurch zu einer Festigkeitssteigerung beitragen. Daher wird, wenn Sauerstoff bewusst zulegiert wird und nicht nur als Verunreinigung vorhanden ist, dieser Wert als Untergrenze festgelegt. Höhere O-Gehalte führen zu gröberen Oxiden, welche Zähigkeit und Dauerfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes senken können. Um die Bildung großer Oxide effektiv zu beschränken, wird ein maximaler O-Gehalt von 0,03 Gew.-% festgelegt. Des Weiteren kann sich eine Oxidbelegung, welche bei höheren O-Gehalten vorkommen kann, negativ auf die Gieß- und Walzbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken, weshalb vorzugsweise eine Obergrenze von 0,02 Gew.-% eingehalten wird. Bevorzugt wird durch die Einschränkung des 0- Gehalts auf maximal 0,01 Gew.-% die Gießbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts insofern stabilisiert, dass die Bildung von Tonerde beschränkt wird.
Kobalt (Co) kann als optionales Legierungselement zur Festigkeitssteigerung verwendet werden. Hierzu sind Co-Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-% dem erfindungsgemäßen Stahlprodukt hinzuzufügen. Bei Co-Gehalten von vorzugsweise mindestens 0,05 Gew.-% und bevorzugt mindestens 0,1 Gew.-% ist der festigkeitssteigende Charakter des Co besonders ausgeprägt. Allerdings kann Co ab gewissen Konzentrationen die Einhärtbarkeit senken. Bei Gehalten oberhalb von 1 Gew.-% nimmt die negative Wirkung des Co wahrnehmbar zu, weshalb dieser Wert nicht überstiegen wird. Um die Zähigkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nicht negativ zu beeinflussen, werden vorzugsweise Co-Gehalte von maximal 0,7 Gew.-% und bevorzugt maximal 0,5 Gew.-% eingehalten.
Die Anwesenheit von Wolfram (W) als optionales Legierungselement im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt kann zu einer Kornfeinung führen. Um die dadurch verbesserten Zähigkeitseigenschaften zu erhalten, werden W-Gehalte von mindestens 0,005 Gew.-% hinzugefügt. Im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt wird durch die Zugabe gewährleistet, dass die rekristallisierten Austenitkörner im vollständig austenitisierten Zustand nicht zu grob werden und damit die Festigkeit merklich senken. Dies wird vorzugsweise durch W-Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-% sichergestellt. Ähnlich wie einige weitere Legierungselemente neigt W zur Karbidbildung, welche wiederum die Versetzungsbewegung behindern und die Festigkeit steigern können. Hierzu werden bevorzugt W-Gehalte von mindestens 0,015 Gew.-% eingesetzt. W kann auch in Kombination mit anderen Elementen zur Mikrolegierung genutzt werden. Bei höheren Konzentrationen können sich gerade in Kombination mit Molybdän (Mo) Laves-Phasen ausbilden, welche die Kerbschlagzähigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes verschlechtern würden. Somit werden W-Gehalte von maximal 0,2 Gew.-% eingehalten. Für die optimale Ausnutzung des zulegierten W werden vorzugsweise W-Gehalte von maximal 0,15 Gew.-% und bevorzugt maximal 0,1 Gew.-% gewählt. Um einen ähnlichen Effekt wie durch die Zugabe von W zu erzielen, ist auch die Beimischung von Zirkonium (Zr) optional in den gleichen Grenzen möglich.
In einer bevorzugten Ausführung werden die Gehalte von W und Zr so eingestellt, dass die Summe der entsprechenden beiden Legierungsgehalte in Gew.-% die oben für W angegebenen Grenzen erfüllt. Hierdurch können die angegebenen Wirkweisen besonders sicher eingestellt und die genannten Risiken besonders sicher vermieden werden. Um die Verschleißbeständigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu verbessern, ist die Zugabe von Beryllium (Be) als optionales Legierungselement möglich. Durch Be-Gehalte von mindestens 0,001 Gew.-% können sich hierzu hochfeste Karbide und Oxide ausbilden. Um die Wirksamkeit dieser nichtmetallischen Einschlüsse auch bei prozessbedingt variierenden Kohlenstoff- und Sauerstoffgehalten zu gewährleisten, ist vorzugsweise ein Be-Gehalt von mindestens 0,002 Gew.-% , bevorzugt 0,005 Gew.-% vorhanden. Gröbere nichtmetallische Einschlüsse können sich kontraproduktiv auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken, weshalb Be-Gehalte von 0,1 Gew.-% nicht überschritten werden. Eine besonders effiziente Wirkung weist Be bei Gehalten von vorzugsweise maximal 0,05 Gew.-% und bevorzugt maximal 0,02 Gew.-% auf. Besonders bevorzugt sollte jedoch auf die Nutzung von Be aufgrund seiner Toxizität durch die Substitution mittels anderer optionaler Legierungselemente verzichtet werden.
Antimon (Sb) kann dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt als optionales Legierungselement hinzugefügt werden. Bei Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-% kann Sb Seigerungen an Korngrenzen ausbilden, was die Wasserstoffrekombination an diesen verringert. Somit kann Sb die Korrosionsbeständigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes in sauren Medien verbessern. Außerdem kann Sb die anodische Reaktion während des Korrosionsprozesses unterdrücken, was vorzugsweise bei Sb-Gehalten von mindestens 0,002 Gew.-% und bevorzugt mindestens 0,005 Gew.-% vorteilhaft genutzt wird. Aus wirtschaftlicher Hinsicht sind Sb-Gehalte von maximal 0,3 Gew.-% sinnvoll. Neben der verbesserten Korrosionsbeständigkeit haben die Sb- Seigerungen entlang der Korngrenzen jedoch auch einen versprödenden Effekt auf das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt. Um dies einzudämmen, ist vorzugsweise ein Sb-Gehalt von maximal 0,1 Gew.-% und bevorzugt maximal 0,05 Gew.-% vorgesehen.
Ähnlich dem Stickstoff (N) und Sauerstoff (0) weisen viele Legierungselemente, wie z. B. Mn, auch eine hohe Affinität zum Schwefel (S) auf, welcher optional dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zulegiert werden kann. Gerade Mangan (MnS) und Eisen (FeS) neigen zur Sulfidbildung. In geringen Konzentrationen wirkt sich das gebildete Mangansulfid positiv auf die Zerspanbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts aus. Dieser positive Effekt ist bei S-Gehalten von mindestens 0,0002 Gew.-% vorhanden. Für eine merkliche Wirkung werden jedoch vorzugsweise mindestens 0,0005 Gew.-% und bevorzugt mindestens 0,0008 Gew.-% zugegeben. Da FeS aufgrund seiner versprödenden Wirkung vermieden werden soll, wird der Legierung ausreichend Mangan hinzugefügt, um den Schwefel abzubinden, wie oben bereits erläutert. Um die Sulfidbildung auf ein im positiven Sinne wirksames Maß zu beschränken ist bevorzugt ein S-Gehalt von maximal 0,02 Gew.-% vorhanden. Eine Überschreitung führt zu vermehrter Sulfidbildung, welche sich negativ auf Zähigkeit, Duktilität und Verformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes auswirkt. Des Weiteren neigt S zur Bildung von Seigerungen, die bevorzugte Versagensstellen im Werkstoff darstellen. Um diese Wirkung einzugrenzen, wird vorzugsweise der maximale S-Gehalt von 0,01 Gew.-% nicht überschritten. Bevorzugt werden S-Gehalte von maximal 0,005 Gew.-% zur Einschränkung der negativen Wirkweise des Schwefels eingestellt.
Blei (Pb) ist ein optionales Legierungselement, welches sich positiv auf die Zerspanbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken kann. So entstehen durch die Zugabe von mindestens 0,0001 Gew.-% kurze Späne und saubere Schnittflächen. Aufgrund der toxikologischen Einstufung von Blei wird sein Gehalt auf maximal 0,02 Gew.-% eingeschränkt.
Neben den Pflichtelementen und optionalen Legierungselementen des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht der Restanteil aus Eisen sowie aus Elementen, deren Anwesenheit herstellungsbedingt unvermeidbar ist. Die Gehalte solcher Verunreinigungen sind dabei im wirtschaftlichen und mit vertretbarem technischen Aufwand realisierbaren Rahmen möglichst gering zu halten.
Während der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist durch dessen geringe atomare Größe die Einbringung von Wasserstoff (H) nahezu unvermeidbar. Es ist bekannt, dass H eine versprödende Wirkung auf Werkstoffe hat. Um die exakte Wirkweise des Wasserstoffs zu beschreiben, werden verschiedenste Mechanismen postuliert. Beispielsweise wird erklärt, dass der H sich an Gitterfehlern anlagert, dort lokal die Fließspannung herabsetzt und somit das Werkstoffversagen erleichtert. Um das Risiko der Wasserstoffversprödung oder eines verfrühten wasserstoffinduzierten Bauteilversagens zu minimieren, wird der H-Gehalt in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auf maximal 10 ppm zu beschränkt. Vorzugsweise überschreitet der H-Gehalt jedoch 5 ppm nicht und beträgt bevorzugt maximal 3 ppm.
Die erfindungsgemäße Aufgabe wird ebenfalls durch ein Verfahren zur Herstellung eines zuvor beschriebenen Stahlflachproduktes gelöst. Dabei umfasst das Verfahren die folgenden Arbeitsschritte: - Erzeugen einer Stahlschmelze mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung (in Gew.-%):
- C : 0,03-0,65 Gew.-%
- Mn: 0, 1-2,5 Gew.-%
- Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
- Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt in Form eines Blocks, einer Bramme, einer Dünnbramme oder eines gegossenen Bandes, insbesondere mit einer Dicke dv zwischen 2,5 mm und 600 mm
- Durcherwärmen des Vorproduktes auf eine Austenitisierungstemperatur TWE zwischen 1100°C und 1350°C
- Warmwalzen des Vorproduktes zu dem warmgewalzten Stahlflachprodukt bei einer Warmwalzendtemperatur TE von mindestens 770 °C, insbesondere mindestens Ar3+20K
- Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer 20 - 400 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine Kühlstopptemperatur
- Optionales Haspeln des auf die Kühlstopptemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachproduktes zu einem Coil
- Weiteres Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur
- Richten des auf Raumtemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachproduktes mittels mindestens eines ersten Richtschrittes auf einer Richtwalzanlage, wobei die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens 25% und höchstens 95% beträgt und wobei die Plastifizierung im letzten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens -15% und höchstens 0% beträgt.
Die genannte Stahlschmelze kann bevorzugt auch eines oder mehrere optionale Elemente enthalten, die mit Bezug zum Stahlflachprodukt ausführlich erläutert wurden. Ebenso kann der Gehalt an C und Mn innerhalb der erläuterten bevorzugten Bereiche liegen.
Im Prinzip ist ein Richtschritt bei der Herstellung von planen Stahlflachprodukten durchaus üblich. Ziel ist dabei die Einstellung einer ausreichenden Planheit für alle nachfolgenden Prozesse. Die Erfinder haben erkannt, dass dieser übliche Verfahrensschritt zur Einstellung einer Druckeigenspannung verwendet werden kann.
Im Gegensatz zu dem Vorgehen, das aus der US 4,191,599 oder der US 2019/0300977 bekannt ist, wird kein zusätzlicher zusätzlichen Prozessschritt, wie beispielsweise eine Wärmebehandlung, benötigt. Stattdessen wird die oberflächennahe Druckverteilung durch eine geschickte Parameterwahl beim ohnehin durchgeführten Richtwalzen erreicht. Dies macht die Herstellung der warmgewalzten Stahlflachprodukte besonders effizient möglich.
Erreicht wird dies durch Richten des auf Raumtemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachproduktes mittels mindestens eines ersten Richtschrittes auf einer Richtwalzanlage, wobei die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens 25% und höchstens 95% beträgt und wobei die Plastifizierung im letzten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens -15% und höchstens 0% beträgt.
Die Plastifizierung ist allgemein ein Maß für die plastische Umformung des zu richtenden Materials in Richtwalzanlagen und gibt den Anteil des Bandguerschnitts in Prozent an, der bei einer Biegeumformung in einem Biegedreieck einer Richtwalzanlage plastisch umgeformt wird. Die Plastifizierung lässt sich gemäß folgender Formel berechnen: 100 %
Figure imgf000024_0001
Hierbei gibt Re die Streckgrenze des zu richtenden Materials in MPa, E den Elastizitätsmodul des zu richtenden Materials, dw die Dicke des zu richtenden Materials in mm und c die durch Biegung in einem Biegedreieck aufgebrachte Krümmung in mm 1 an. Die Krümmung des zu richtenden Materials ist direkt von der Position der Rollen in einem Biegedreieck zueinander abhängig. Eine niedrige Position der Rolle, die zwischen die zwei gegenüberliegenden Rollen eintaucht, resultiert in einer stärkeren Biegung und damit in einem größeren Wert für die Krümmung c. Die Definition der Plastifizierung lässt weiterhin negative Werte für die Plastifzierung zu. Dies ist der Fall, wenn die Krümmung c einen Wert annimmt, der kleiner als die notwendige Krümmung zum Überschreiten der Grenze von elastischem zu elastisch-plastischem Materialverhalten ist. Negative Werte der Plastifizierung resultieren demnach in keiner bleibenden Formänderung des zu richtenden Materials und sind insbesondere im letzten Biegedreieck einer Richtwalzanlage anzuwenden, um ein ebenes Produkt zu erhalten.
Eine Richtwalzanlage umfasst eine Mehrzahl von Rollen, die abwechselnd auf unterschiedlichen Seiten des Stahlflachproduktes angeordnet sind. Zudem haben die Scheitelpunkte der Rollen in Walzrichtung ein Abstand zueinander, so dass sich Biegedreiecke aus drei in Walzrichtung aufeinanderfolgenden Rollen ergeben. Die später noch genauer erläuterte Figur 1 zeigt eine schematische Darstellung einer derartigen Richtwalzanlage.
Die eingebrachte Plastifizierung ergibt sich dabei aus der relativen Rollenposition der Rollen der Richtwalzanlage im jeweiligen Biegedreieck zueinander. Die relative Rollenposition wird üblicherweise als Anstellung bezeichnet. Die Angabe der Anstellung bezieht sich dabei auf eine Referenzposition, bei der die Scheitelpunkte aller Richtrollen auf einer horizontalen Linie liegen. Diese Position der Rollen wird mit einer Anstellung von 0 bezeichnet. Negative Anstellungen gehen demnach damit einher, dass ein Rollenscheitelpunkt zwischen jeweils zwei andere Rollenscheitelpunkten „eintaucht“ und eine entsprechend stärkere Biegung aufgebracht wird, wohingegen positive Anstellungen zu einem lichten Spalt zwischen den Scheitelpunkten der Rollen führen und demnach eine geringere Biegung aufgebracht wird.
Durch eine Plastifizierung im ersten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes von mindestens 25% wird sichergestellt, dass eine ausreichende Plastifizierung vorliegt, um vorhandenen Ebenheitsabweichungen auszugleichen und für den nachfolgenden Richtprozess homogene Bedingungen zu gewährleisten. Bevorzugt beträgt die die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens 30%, insbesondere 35%, bevorzugt mindestens 50%.
Die Plastifizierung im ersten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes beträgt höchstens 95%, da zur Erzielung größerer Plastifizierungen die Anstellung der Rollen im ersten Biegedreieck zu stark verringert werden muss. Bevorzugt beträgt die Plastifizierung im ersten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes höchstens 95%, insbesondere höchstens 90%, bevorzugt höchstens 85%. Geringere maximale Plastifizierungen im ersten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes haben den Vorteil, dass das verbleibende Formänderungspotential für nachfolgenden Umformungen möglichst hoch bleibt. Die Plastifizierung im letzten Biegedreieck der Richtwalzanlage beträgt während des ersten Richtschrittes mindestens -15%, bevorzugt mindestens -10%, insbesondere mindestens -6%.
Im letzten Biegedreieck der Richtwalzanlage beträgt die Plastifizierung während des ersten Richtschrittes mindestens -15 %, um sicherzustellen, dass im vorletzten Biegedreieck noch eine plastische Formänderung erfolgt und die Richtwalzanlage optimal ausgenutzt wird. Insbesondere beträgt die Plastifizierung im letzten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes mindestens - 10 %, um Ebenheitsabweichungen sicher zu beseitigen. Eine weitere Steigerung der in den vorangehenden Biegedreiecken eingebrachten Plastifizierung wird durch eine Mindestplastifizierung im letzten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes von bevorzugt -8%, besonders bevorzugt von -6 % erreicht.
Um die Eigenspannungen ausgehend von der Oberfläche möglichst weit zum Kern des zu richtenden Materials einzuleiten, beträgt die maximale Plastifizierung im letzten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes 0 %. Durch Absenken der maximalen Plastifizierung im letzten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes auf insbesondere -1 %, bevorzugt auf -1,5 % liegt die gewünschte Druckeigenspannung weiter bis zum Kern hin des zu richtenden Materials vor. In einer besonders bevorzugten Ausführung beträgt die Plastifizierung im letzten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes maximal -2,5 %, da auf diese Weise ein optimaler Kompromiss zwischen Nutzung der vorangehenden Biegedreiecke und einer möglichst weit zum Kern des zu richtenden Materials reichenden Druckeigenspannung eingestellt wird. Eine betragsmäßig größere Druckeigenspannung wird bei einer niedrigeren Plastifizierung im letzten Biegedeieck erzielt, da in diesem Fall die letzte plastische Umformung in einem weiter vom Auslauf der Richtmaschine entfernten Biegedreieck erfolgt. Aufgrund der Anlagengeometrie geht diese Umformung mit einer stärkeren Plastifizierung einher, sodass der Übergang von elastischem zu elastisch-plastischem Materialverhalten zum Kern des zu richtendenden Materials verschoben wird. Dieser Wechsel zwischen elastischem und elastisch-plastischem Materialverhalten gibt den Spannungsverlauf bis zu den Blechoberflächen vor, da sich dieser von diesem Wechselpunkt zu den Oberflächen linear aufbaut. Je weiter der Wechselpunkt also zum Kern des zu richtenden Materials verschoben ist, desto größer ist der Bereich, in dem sich die Druckeigenspannung aufbauen kann.
Bei speziellen Ausgestaltungen umfasst das Richten genau einen Richtschritt, nämlich den genannten ersten Richtschritt. In einem solchen Fall beträgt die Plastifizierung im ersten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes mindestens 50%, um Ebenheitsabweichungen im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zu beseitigen. Insbesondere beträgt die Plastifizierung im ersten Biegedreieck während des ersten Richtschrittes mindestens 55 %, bevorzugt mindestens 60 %, besonders bevorzugt mindestens 70 %. Hierdurch wird eine ausreichende Plastifizierung auch für stärker ausgeprägte Ebenheitsabweichungen sichergestellt.
Bei einer weiteren alternativen Ausgestaltung umfasst das Richten des auf Raumtemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachproduktes einen Vor-Richtschritt auf einer Richtwalzanlage. Dabei erfolgt der Vor-Richtschritt vor dem ersten Richtschritt. Insbesondere findet zunächst ein Vorrichten im Vor-Richtschritt und ein anschließendes Feinrichten im ersten Richtschritt statt. Durch diese Aufteilung in zwei separate Richtschritte besteht die Möglichkeit den Vor-Richtschritt bewusst in der Weise zu gestalten, dass eine Restkrümmung verbleibt entgegen derer die erste Biegung im darauffolgenden Feinrichtprozess erfolgen kann. Bei dieser alternativen Ausgestaltung beträgt die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des Vor-Richt- schrittes mindestens 40% und höchstens 85%, bevorzugt höchstens 75%, besonders bevorzugt höchstens 65%. Gleichzeitig beträgt die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des anschließenden ersten Richtschrittes mindestens 25% und höchstens 95%, bevorzugt höchstens 90%, besonders bevorzugt höchstens 85%. Bei zwei aufeinanderfolgenden Richtschritten besteht die Gefahr, das Material zu überrichten. Dies bedeutet, dass das verbleibende Formänderungsvermögen des Materials nach den beiden aufeinanderfolgenden Richtschritten zu gering ist. Dieses Risiko wird durch die verringerten Höchstwerte für die Plastifizierung im ersten Biegedreieck bei den beiden Richtschritten reduziert.
Nach dem Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachproduktes liegt das Stahlflachprodukt häufig mit einer Vorkrümmung vor. Dies ist beispielsweise dann der Fall, wenn das Stahlflachprodukt zuvor aufgehaspelt war. Bei dem Richtschritt, der sich direkt an das Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachproduktes anschließt, kann die erste im Richtschritt eingebrachte Biegung entweder entgegen der Vorkrümmung des Bandes oder in Richtung der Vorkrümmung des Bandes erfolgen. Bevorzugt erfolgt die erste Biegung entgegen der Vorkrümmung, da auf diese Weise im Richtschritt eine höhere Plastifizierung eingestellt werden kann und damit die Einstellung der geforderten Ebenheit sowie der gewünschten Eigenspannungsverteilung in einfacher Weise möglich werden. Bei dem Richtschritt, der sich direkt an das Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachproduktes anschließt, kann es sich um den ersten Richtschritt handeln oder falls ein vorgeschalteter Vor- Richtschritt vorgenommen wird, um den Vor-Richtschritt. Während des Herstellungsverfahrens wird das Vorprodukt auf eine Austenitisierungstemperatur TWE vollständig durcherwärmt. Dabei kann die Erwärmung in einem Aufwärmen des Vorproduktes auf diese Temperatur bestehen oder aber das Vorprodukt kann nach dem Vergießen auf der jeweiligen Temperatur gehalten werden. Die Austenitisierungstemperatur TWE beträgt 1100 - 1350 °C, wobei eine Austenitisierungstemperatur von mindestens 1220 °C im Hinblick auf die Vermeidung einer zu starken Verfestigung im nachfolgenden Warmwalzprozess günstig ist. Ein Aufschmelzen der Oberfläche des Vorproduktes und eine zu starke Kornvergröberung kann sicher vermieden werden, wenn die Austenitisierungstemperatur auf höchstens 1320 °C beschränkt wird. Im Temperaturbereich zwischen 1220 °C und 1320 °C wird zudem ein optimal homogenes Ausgangsgefüge eingestellt und zuvor vorhandene Ausscheidungen werden sicher aufgelöst.
Während des Herstellungsverfahrens wird das Vorprodukt warmgewalzt zu dem warmgewalzten Stahlflachprodukt bei einer Warmwalzendtemperatur TE von mindestens 770 °C, insbesondere mindestens Ar3+20K. Während dieses Warmwalzschrittes sinkt die Temperatur des gewalzten Stahlflachprodukts mit jedem Walzstich kontinuierlich bis hin zur Walzendtemperatur TE, mit der das warmgewalzte Stahlflachprodukt den letzten Walzstich verlässt. Um eine Ferritbildung während des Warmwalzens zu verhindern, muss die Walzendtemperatur mindestens 770 °C betragen. Liegt die Walzendtemperatur TE mindestens 20 °C über der Ar3-Temperatur des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, so wird die Ferritbildung besonders sicher vermieden. Die Ar3-Temperatur lässt sich nach „Mathematical Model for Predictions of Austenite and Ferrite Microstructures in Hot Rolling Processes“, IRSID Report, St. Germain-en-Laye, 1985, S. 7 über die Gleichung
Ar3 [°C] = 902 - 527 ■ C - 62 ■ Mn + 60 ■ Si
Abschätzen. Hier und auch in späteren Formeln werden die Elementsymbole in üblicherweise als Abkürzung für die Elementgehalte in Gew.-% verwendet. Für C ist daher der Kohlenstoffgehalt in Gew.-% in die Formel einzusetzen.
Bei einer bevorzugten Variante umfasst das Warmwalzen des Vorproduktes mindestens zwei Warmwalzstiche, die bei einer Temperatur oberhalb einer Rekristallisierungstemperatur TNR durchgeführt werden, wobei für die Rekristallisierungstemperatur TNR gilt: TNR [°C] = 887 + 464 ■ C + 6445 ■ Nb - 644 ■ ^Nb + 732 ■ V- 230 ■ Vv + 890 ■ Ti + 363 ■ AI - 357 - Si
Die mindestens zwei Warmwalzstiche oberhalb der Rekristallisierungstemperatur haben den Vorteil, dass sich ein feines, mehrfach rekristallisiertes Austenitgefüge ergibt, da es oberhalb dieser Temperatur zur vollständigen Rekristallisation des Austenits im Gefüge des Stahlflachprodukts kommt. Die näherungsweise Berechnung der Rekristallisierungstemperatur erfolgt dabei gemäß der in „Effect of Chemical Compostion on Critical Temperatures of Microalloyed Steels“, Boratto et al., THERMEC ’88, Proceedings, Iron and Steel Institute of Japan, Tokyo, 1988, S. 383-390 angegebenen Methode.
Bei einer bevorzugten Weiterbildung umfasst das Warmwalzen des Vorproduktes eine Mindestanzahl nw von Warmwalzstichen, die bei einer Temperatur oberhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR durchgeführt werden, wobei die Mindestanzahl nw dem auf eine ganze Zahl gerundetem Ergebnis nW‘ entspricht, mit
Figure imgf000029_0001
wobei dv die Dicke des Vorproduktes und dw die Dicke des warmgewalzten Stahlflachproduktes ist. Diese Mindestanzahl nw an Walzstichen oberhalb TNR hat den Vorteil, dass sich durch Rekristallisation ein optimal feinkörniges Gefüge ergibt.
In einer speziellen Weiterbildung umfasst das Warmwalzen des Vorproduktes mindestens einen Warmwalzstich, der bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR durchgeführt wird. Die Warmwalzendtemperatur TE ist also kleiner als die Rekristallisierungstemperatur TNR. Da die Temperatur während der Walzstiche sukzessive sinkt, bedeutet das, dass der letzte oder die letzten Walzstiche bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisierungstemperatur durchgeführt wird bzw. werden. Hierdurch wird die Rekristallisation des Austenit während des letzten Walzstiches (bzw. der letzten Walzstiche im Falle von mehreren Walzstichen unterhalb der Rekristallisationstemperatur) unterdrückt.
Bevorzugt beträgt der Umformgrad p über alle Warmwalzstiche, die bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR durchgeführt werden, mindestens 0,05. Der Umformgrad ist dabei wie folgt definiert:
Figure imgf000030_0001
wobei dw die Dicke des warmgewalzten Stahlflachproduktes bezeichnet und dENR die Dicke bezeichnet, die das Stahlflachprodukt nach dem letzten bei einer Temperatur oberhalb der Temperatur TNR durchgeführten Walzstiche erreicht hat. Der Umformgrad ist als Absolutbetrag des natürlichen Logarithmus vom Verhältnis dieser beiden Dicken definiert.
Durch die beschriebene Wahl der Warmwalzendtemperatur TE und des Umformgrads <p im voranstehend erläuterten Rahmen lässt sich sicherstellen, dass es bei der nach dem Warmwalzen erfolgenden Abkühlung zur Umwandlung des nicht rekristallisierten Austenits in ein feines Gefüge kommt, wodurch eine gute Umformbarkeit des Gefüges bei gleichzeitig hoher Festigkeit sichergestellt wird.
Bei einer speziellen Ausgestaltung des Verfahrens weist das warmgewalzten Stahlflachprodukt eine Streckgrenze aufweist, die mindestens 890MPa beträgt. Gleichzeitig erfolgt das Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate 0Q von mindestens 40 K/s auf eine Kühlstopptemperatur von TKs von höchstens TE - 250K. Bevorzugt beträgt die Abkühlrate 0Q mindestens 60K/s. Die Kühlstopptemperatur TKs beträgt bevorzugt höchstens 550 °C, insbesondere 500 °C, sofern sie dann nicht oberhalb von TE - 250 °C liegt. Durch diese Abkühlparameter ist sichergestellt, dass ein ausreichendes Abschrecken des warmgewalzten Stahlflachproduktes vorliegt, um die Festigkeit mit einer Streckgrenze von mindestens 890MPa zu erreichen.
Bei einer alternative Ausgestaltung des Verfahrens weist das warmgewalzten Stahlflachprodukt eine Streckgrenze auf, die Streckgrenze kleiner ist als 890MPa. Gleichzeitig erfolgt das Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate 0Q von höchstens 40 K/s auf eine Kühlstopptemperatur von TKs zwischen 500°C und 700°C. Bevorzugt beträgt die Abkühlrate 0Q höchstens 35 K/s, besonders bevorzugt höchstens 30K/s. Die Kühlstopptemperatur TKs beträgt bevorzugt zwischen 550°C und 650°C, besonders bevorzugt zwischen 570 °C und 630 °C.
Das Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts erfolgt unmittelbar nach dem Warmwalzen. Aufgrund der aus dem Stand der Technik bekannten Bauform von Warmwalzwerken und der zugehörigen Abkühleinrichtungen ergibt sich, dass der Begriff „unmittelbar“ eine Kühlung beschreibt, die maximal 8 s nach Austritt des Stahlflachprodukts aus dem letzten Walzstich beginnt. Als Kühlmittel eignet sich hierbei insbesondere Wasser, welches in einer konventionellen Kühlstrecke in konventioneller Weise auf das Stahlflachprodukt aufgebracht wird.
In einer speziellen Weiterbildung des Verfahrens erfolgt das Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts von Kühlstopptemperatur auf Raumtemperatur mit einer Abkühlrate 0Q‘ von höchstens 0,1 K/s, insbesondere höchstens 0,05 K/s. Über die jeweilige Kühlstopptemperatur in Kombination mit der nachfolgenden langsamen Abkühlung auf Raumtemperatur lässt sich die Festigkeit des Stahlflachprodukts über ein Selbstanlassen des Gefüges oder die gezielte Ausbildung von Ausscheidungen sehr präzise einstellen.
In einer speziellen Variante des Verfahrens erfolgt das Abkühlen des warmgewalzten Stahlflachprodukts die Kühlstopptemperatur derart, dass das Stahlflachprodukt mit einer Kühlleistung von mindestens 30 % der Gesamtkühlleistung von oben beaufschlagt wird. Das Stahlflachprodukt ist in diesem Verfahrensschritt im Wesentlichen horizontal ausgerichtet. Durch das Beaufschlagen mit einer Kühlleistung von mindestens 30% von oben wird eine homogene Einstellung der Gefügeumwandlung über die Dicke des Stahlflachproduktes sichergestellt. Insbesondere beträgt der Anteil der von oben aufgebrachten Kühlleistung mindestens 40 %, bevorzugt 50 % um eine gleichmäßige Abkühlung sicherzustellen. Besonders bevorzugt ist die Aufbringung einer von oben wirkenden Kühlleistung von mindestens 60 % der Gesamtkühlleistung, da die Gefügeumwandlung damit auf der Oberseite des Stahlflachproduktes bevorzugt wird. Dies ist insbesondere dann vorteilhaft, wenn das Verfahren ein Haspeln des Stahlflachproduktes beinhaltet und das Stahlflachprodukt eine Mindeststreckgrenze von 890 MPa aufweist. In diesem Fall erfolgt die Gefügeumwandlung aus dem Austenit zu einem im wesentlichen martensitischen Gefüge. Die von oben wirkenden Kühlleistung von mindestens 60 % der Gesamtkühlleistung führt zu einer Bevorzugung der Gefügeumwandlung und damit der Martensitbildung an der Oberseite des Stahlflachproduktes. Hierdurch wird in Folge der Volumenausdehnung bei der Martensitbildung ein gezielter Längsbogen induziert, der bereits in Richtung der Biegung während des Haspelns gerichtet ist. Für den nachfolgenden Richtwalzprozess, welcher in seiner ersten Biegung entgegen der Vorkrümmung wirkt, wird somit eine höhere plastische Umformung möglich und die Einstellung von Ebenheit und Eigenspannungszustand sind in einfacherer Weise möglich.
Die von oben aufgebrachte Kühlleistung übersteigt nicht einen Wert von 90 %, da anderenfalls eine ausreichende Gefügeumwandlung auf der Bandunterseite nicht gewährleistet werden kann. Insbesondere übersteigt die von oben aufgebrachte Kühlleistung nicht einen Anteil von 80 % der Gesamtkühlleistung, bevorzugt nicht von 75 %, besonders bevorzugt nicht von 70 %. Auf diese Weise wird sichergestellt, dass die Gefügeumwandlung homogen über die gesamte Banddicke erfolgt und gleichzeitig ein für den nachfolgenden Richtwalzprozess günstiger Längsbogen induziert wird.
Näher erläutert wird die Erfindung anhand der Figur und der Tabellen. Dabei zeigt Figur 1 eine schematische Darstellung einer Richtwalzanlage 11. Die Richtwalzanlage 11 umfasst eine Mehrzahl von Rollen 13, die abwechselnd auf unterschiedlichen Seiten des Stahlflachproduktes 15 angeordnet sind. Die Rollen 13 haben einen Rollendurchmesser DR. Die Scheitelpunkte der Rollen 13 haben in Walzrichtung ein Abstand zueinander, sodass sich Biegedreiecke aus drei in Walzrichtung aufeinanderfolgenden Rollen ergeben. Das erste Biegedreieck 17 und das letzte Biegedreieck 19 sind mit gestrichelten Linien angedeutet. Die Mittelpunkte benachbarter Rollen auf der gleichen Seite des Stahlflachproduktes haben einen Abstand DT zueinander, der als Rollenteilung bezeichnet wird. Die eingebrachte Plastifizierung ergibt sich dabei aus der relativen Rollenposition der Rollen 13 der Richtwalzanlage im jeweiligen Biegedreieck zueinander. Die relative Rollenposition wird üblicherweise als Anstellung bezeichnet. Die Angabe der Anstellung bezieht sich dabei auf eine Referenzposition, bei der die Scheitelpunkte aller Richtrollen auf einer horizontalen Linie liegen. Diese Position der Rollen wird mit einer Anstellung von 0 bezeichnet. Negative Anstellungen gehen demnach damit einher, dass ein Rollenscheitelpunkt zwischen jeweils zwei andere Rollenscheitelpunkte „eintaucht“ und eine entsprechend stärkere Biegung aufgebracht wird, wohingegen positive Anstellungen zu einem lichten Spalt zwischen den Scheitelpunkten der Rollen führen und demnach eine geringere Biegung aufgebracht wird.
Die Plastifizierung sowie die zugehörige Anstellung im jeweiligen Biegedreieck sind neben den Materialeigenschaften (Streckgrenze, Elastizitätsmodul) des zu richtenden warmgewalzten und erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts von den Abmessungen des Stahlflachprodukts (Dicke) sowie der Geometrie der Richtanlage (Rollendurchmesser, Rollenteilung) abhängig. Der Zusammenhang zwischen Anstellung PR und den vorangehend genannten, den Richtprozess beeinflussenden Parametern ergibt sich wie folgt:
PR = a + b ■ dw + c - Re + d - E + e - Plast Hierbei bezeichnet dw die Dicke des zu richtenden Materials, Re die Streckgrenze des zu richtenden Materials, E den Elastizitätsmodul des zu richtenden Materials und Plast die im betrachteten Biegedreieck eingebrachte Plastifizierung. Die Größen in der Formel sind dabei einheitenlos zu verstehen. Es sind die Zahlen der physikalischen Größen in folgenden Einheiten einzusetzen:
PR in mm dw in mm
Re in MPa
E in MPa
Plast in %
Die Vorfaktoren a, b, c, d sowie e sind in Abhängigkeit der Geometrie der Richtanlage zu wählen. Da Richtrollendurchmesser DR und Rollenteilung DT voneinander abhängige Parameter darstellen, werden die Vorfaktoren in Abhängigkeit des Richtrollendurchmessers DR gemäß folgendem Zusammenhang definiert:
Vorfaktor=x-£)R + y ■ DR + z
Auch die Größen in dieser Formel sind einheitenlos zu verstehen. Für DR wird der Zahlenwert des Rollendurchmessers in mm eingesetzt.
Die Konstanten x, y und z können für die jeweiligen Vorfaktoren der nachfolgenden Tabelle 1 entnommen werden und sind für Richtrollendurchmesser zwischen 50 mm und 450 mm gültig.
Tabelle 1: Konstanten zur Berechnung der Vorfaktoren a, b, c, d, e
Figure imgf000033_0001
Beispielsweise errechnet sich der Faktor a damit aus der Gleichung a=-0,0004-£)R - 0,0170 ■ DR + 0,5930 wobei für DR der Rollendurchmessers in mm eingesetzt wird. Mit Hilfe dieser Vorgehensweise kann somit über die Anstellungen der Rollen, die erfindungsgemäße Plastifizierung mit dem gewünschten Wert gewählt werden.
Im Folgenden werden sechs Ausführungsbeispiele der Erfindung näher erläutert. Dabei sind in Tabelle 2 zunächst die chemischen Zusammensetzungen des jeweiligen Stahls in Gew.-% angegeben. Neben den angegebenen Elementgehalten besteht der Stahl im Übrigen aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen.
Die so zusammengesetzten Stahlschmelzen werden zu einem Vorprodukt in Form einer Bramme vergossen. Nun folgt ein spezieller Walzprozess, dessen Parameter in Tabelle 3 angegeben sind. Zunächst wird das Vorprodukt auf eine Austenitisierungstemperatur TWE vollständig durcherwärmt.
Anschließend wird das Vorprodukt warmgewalzt zu dem warmgewalzten Stahlflachprodukt bei einer Warmwalzendtemperatur TE. In allen sechs Fällen beträgt die Warmwalzendtemperatur TE mehr als 770 °C und mehr als Ar3+20K. Während dieses Warmwalzschrittes sinkt die Temperatur des gewalzten Stahlflachprodukts mit jedem Walzstich kontinuierlich bis hin zur Walzendtemperatur TE, mit der das warmgewalzte Stahlflachprodukt den letzten Walzstich verlässt.
In der Tabelle 3 ist zudem die Rekristallisierungstemperatur angegeben, wie sie sich gemäß der Veröffentlichung „Effect of Chemical Compostion on Critical Temperatures of Microalloyed Steels“, Boratto et al., THERMEC ’88, Proceedings, Iron and Steel Institute of Japan, Tokyo, 1988, S. 383- 390 berechnet.
abelle 2: Chemische Analysen, Angaben in Gewichtsprozent
Figure imgf000035_0001
In allen Fällen liegt die Austenitisierungstemperatur TWE, bei der der Warmwalzschritt startet, oberhalb der jeweiligen Rekristallisierungstemperatur TNR. Somit finden die ersten Walzstiche zwangsläufig bei einer Temperatur oberhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR statt. In allen sechs Fällen finden mindestens zwei Walzstiche oberhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR statt. Die konkrete Anzahl der Warmwalzstiche nw oberhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR ist ebenfalls in Tabelle 3 angegeben.
In allen acht Ausführungsbeispielen wurde mindestens ein Warmwalzstich unterhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR durchgeführt. Die Anzahl der Warmwalzstiche unterhalb der Rekristallisierungstemperatur ist mit nw,ohne RX bezeichnet und in Tabelle 3 angegeben. Bei allen Ausführungsvarianten beträgt der Umformgrad über alle Warmwalzstiche, die bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR durchgeführt werden, mindestens 0,05.
Bei den Ausführungsvarianten 1, 2, 3, 7 und 8 wurde das erhaltene warmgewalzte Stahlflachprodukt mit einer Abkühlrate 0Q von mindestens 40 K/s auf eine Kühlstopptemperatur von TKS von höchstens TE - 250K abgekühlt. Aufgrund dieser Abkühlparameter ist sichergestellt, dass ein ausreichendes Abschrecken des warmgewalzten Stahlflachproduktes vorliegt, sodass sich in allen drei Fällen eine Streckgrenze von mindestens 890MPa ergibt, wie in Tabelle 5 gezeigt ist.
Bei den drei Ausführungsvarianten 4, 5 und 6 erfolgte das Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate 0Q von höchstens 40 K/s auf eine Kühlstopptemperatur von TKS zwischen 500°C und 700°C. Dabei ergab sich in allen drei Fällen eine Streckgrenze unterhalb von 890MPa, wie in Tabelle 5 gezeigt ist.
Tabelle 3: Temperaturführung im Walzprozess
Figure imgf000036_0001
*Berechnet nach Borrato et al. Die auf die beschriebene Weise hergestellten und auf Raumtemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachprodukte wurden anschließend mittels mindestens eines ersten Richtschrittes auf einer Richtwalzanlage gerichtet. Die erfindungsrelevanten Parameter für den Richtprozess sind in Tabelle 4 angegeben. In allen sechs Fällen betrug die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage des ersten Richtprozesses mindestens 25% und höchstens 95%. Zudem betrug die Plastifizierung im letzten Biegedreieck während des ersten Richtprozesses mindestens -15% und höchstens 0%.
Die Ausführungsvarianten 1, 2, 3, 6, 7 und 8 wurden zusätzlich einem Vor-Richtschritt unterzogen, dessen Parameter ebenfalls in Tabelle 4 angegeben sind.
Tabelle 4: Plastifizierungen im jeweiligen Richtprozess
Figure imgf000037_0001
Die mechanisch-technologischen Kennwerte und die Gefügezusammensetzung der so erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte ist in der nachfolgenden Tabelle 5 angegeben. In allen sechs Ausführungsvarianten beträgt die Druckeigenspannung ODruck,max mehr als 2/12 der Streckgrenze Re. Weiterhin beträgt in allen Fällen das Verhältnis von Streckgrenze zu Elastizitätsmodul Re/E weniger als 0,01.
In der Tabelle 5 sind zudem die Zugfestigkeit Rm und die Bruchdehnung ABruch, bei der es sich um A5,65 gemäß ISO 6892 handelt.
Aus der Tabelle 5 geht weiterhin hervor, dass das Verhältnis von minimalem Biegeradius zur Dicke des Stahlflachproduktes r/dw maximal 4,0 beträgt, wenn die Streckgrenze kleiner ist als 1100 MPa und maximal 4,5 beträgt, wenn die Streckgrenze mindestens 1100 MPa ist, wie beim Ausführungsbeispiel 3.
Die Tabelle 5 zeigt zudem die Gefügezusammensetzung der warmgewalzten Stahlflachprodukte.
Bei den Ausführungsbeispielen 4, 5 und 6, die eine Streckgrenze von weniger als 890 MPa aufweisen, umfasst das Gefüge mindestens 50 % Bainit oder versetzungsreichem Ferrit. Der Anteil an Martensit beträgt in allen drei Fällen weniger als 5 Vol.-% Martensit.
Bei den anderen fünf Ausführungsbeispielen 1, 2, 3, 7 und 8, die eine Streckgrenze von mindestens 890MPa aufweisen, umfasst das Gefüge des Stahls mehr als 50 Vol.-% Martensit, höchstens 10 Vol.-% und höchstens 5 Vol.-% Ferrit, Rest Bainit.
Figure imgf000038_0001

Claims

37
Patentansprüche mgewalztes Stahlflachprodukt, das
- aus einem Stahl mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung besteht (in Gew.-%)
- C: 0,03-0,65 Gew.-%
- Mn: 0, 1-2,5 Gew.-%
- Optional eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsanteil:
- Si: 0,05 - 1,5 Gew.-% oder bis zu 0,03 Gew.-%
- AI: 0,01 - 1,5 Gew.-%
- B: 0,0001 - 0,0075 Gew.-%
- Nb: 0,002 - 0,2 Gew.-%
- Cr: 0,05 - 2,5 Gew.-%
- Mo: 0,01 - 0,5 Gew. -%
- Ti: 0,002 - 0,3 Gew.-%
- V: 0,002 - 0,3 Gew.-%
- Ni: 0,05 - 10 Gew. -%
- Cu: 0,01- 1,0 Gew. -%
- Ca: 0,0001 - 0,0065 Gew.-%
- REM: 0,001 - 0,05 Gew.-%
- N: 0,002- 0,01 Gew.-%
- P: 0,003 - 0,05 Gew.-%
- Sn: 0,001% - 0,04 Gew.-%
- As: 0,001 - 0,02 Gew.-%
- 0: 0,001 - 0,03 Gew.-%
- Co: 0,01 - 0,7 Gew. -%
- W: 0,005 - 0,2 Gew.-%
- Zr: 0,005 - 0,2 Gew.-%
- Be: 0,001 - 0,1 Gew.-%
- Sb: 0,001- 0,3 Gew.-%
- S: 0,0002- 0,01 Gew.-% 38
- Pb: 0,0001 - 0,02 Gew.-%
- Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, und eine Streckgrenze von mindestens 680 MPa aufweist und wobei die Druckeigenspannung an mindestens einer Oberfläche des Stahlflachproduktes größer als 2/12 der Streckgrenze, insbesondere größer als 4/12 der Streckgrenze, bevorzugt größer als 5/12 der Streckgrenze, besonders bevorzugt größer als 6/12 der Streckgrenze ist. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Druckeigenspannung an der mindestens einen Oberfläche des Stahlflachproduktes kleiner ist als die Streckgrenze, insbesondere kleiner ist als 8/10 der Streckgrenze. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1-2, dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis von Streckgrenze zu Elastizitätsmodul des Stahlflachproduktes maximal 0,01 beträgt. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1-3, dadurch gekennzeichnet, dass
- die Streckgrenze kleiner ist als HOOMPa und das Verhältnis des minimalen Biegeradius zur Dicke des Stahlflachproduktes maximal 4 beträgt oder
- die Streckgrenze mindestens HOOMPa beträgt und das Verhältnis des minimalen Biegeradius zur Dicke des Stahlflachproduktes maximal 4,5 beträgt. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1-4, dadurch gekennzeichnet, dass das warmgewalzte Stahlflachprodukt eine Dicke dw von 1,5 mm bis 25 mm aufweist. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1-5, dadurch gekennzeichnet, dass - die Streckgrenze kleiner ist als 890MPa und der Stahl ein Gefüge aufweist, das mehr als 50 Vol.-% Bainit oder versetzungsreichen Ferrit, höchstens 10 Vol.-% Martensit, Rest Ferrit umfasst, wobei insbesondere das Gefüge zu 100 Vol.-% Bainit umfasst oder
- die Streckgrenze mindestens 890MPa beträgt und der Stahl ein Gefüge aufweist, das mehr als 50 Vol.-% Martensit, höchstens 10 Vol.-% Ferrit, Rest Bainit umfasst, wobei insbesondere das Gefüge zu 100 Vol.-% Martensit umfasst. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der voranstehenden Ansprüche ausgebildeten, warmgewalzten Stahlflachproduktes umfassend folgende Arbeitsschritte
- Erzeugen einer Stahlschmelze mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung (in Gew.-%):
- C : 0,03-0,65 Gew.-%
- Mn: 0, 1-2,5 Gew.-%
- Optional eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsanteil:
- Si: 0,05 - 1,5 Gew. -%
- AI: 0,01 - 1,5 Gew.-%
- B: 0,0001 - 0,0075 Gew.-%
- Nb: 0,002 - 0,2 Gew.-%
- Cr: 0,05 - 2,5 Gew.-%
- Mo: 0,01 - 0,5 Gew. -%
- Ti: 0,002 - 0,3 Gew.-%
- V: 0,002 - 0,3 Gew.-%
- Ni: 0,05 - 10 Gew. -%
- Cu: 0,01- 1,0 Gew. -%
- Ca: 0,0001 - 0,0065 Gew.-%
- REM: 0,001 - 0,05 Gew.-%
- N: 0,002- 0,01 Gew.-%
- P: 0,003 - 0,05 Gew.-%
- Sn: 0,001% - 0,04 Gew.-% - As: 0,001 - 0,02 Gew.-%
- 0: 0,001 - 0,03 Gew. -%
- Co: 0,01 - 0,7 Gew. -%
- W: 0,005 - 0,2 Gew.-%
- Zr: 0,005 - 0,2 Gew.-%
- Be: 0,001 - 0,1 Gew.-%
- Sb: 0,001- 0,3 Gew.-%
- S: 0,0002- 0,01 Gew.-%
- Pb: 0,0001 - 0,02 Gew.-%
- Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
- Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt in Form eines Blocks, einer Bramme, einer Dünnbramme oder eines gegossenen Bandes
- Durcherwärmen des Vorproduktes auf eine Austenitisierungstemperatur TWE zwischen 1100°C und 1350°C
- Warmwalzen des Vorproduktes zu dem warmgewalzten Stahlflachprodukt bei einer Warmwalzendtemperatur TE von mindestens 770 °C, insbesondere mindestens Ar3+20K
- Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer 20 - 400 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine Kühlstopptemperatur
- Optionales Haspeln des auf die Kühlstopptemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachproduktes zu einem Coil
- Weiteres Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur
- Richten des auf Raumtemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachproduktes mittels mindestens eines ersten Richtschrittes auf einer Richtwalzanlage, wobei die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens 25% und höchstens 95% beträgt und wobei die Plastifizierung im letzten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens -15% und höchstens 0% beträgt. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens 35%, insbesondere mindestens 50% beträgt und/oder die die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes höchstens 90%, insbesondere höchstens 85% beträgt und/oder die Plastifizierung im letzten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens -10%, insbesondere - 6% beträgt und/oder die Plastifizierung im letzten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes höchstens -1,5%, insbesondere höchstens -2,5% beträgt. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Richten des auf Raumtemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachproduktes einen Vor-Richtschritt auf einer Richtwalzanlage umfasst, wobei der Vor-Richtschritt vor dem ersten Richtschritt erfolgt, wobei die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des Vor-Richtschrittes mindestens 40% und höchstens 85%, insbesondere höchstens 65% beträgt und wobei die Plastifizierung im ersten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens 25% und höchstens 95%, insbesondere höchstens 90% beträgt und wobei die Plastifizierung im letzten Biegedreieck der Richtwalzanlage während des ersten Richtschrittes mindestens -15% und höchstens 0% beträgt. Verfahren nach einem der Ansprüche 7-9, dadurch gekennzeichnet, dass das Warmwalzen des Vorproduktes mindestens zwei Warmwalzstiche umfasst, die bei einer Temperatur oberhalb einer Rekristallisierungstemperatur TNR durchgeführt werden, wobei für die Rekristallisierungstemperatur TNR gilt:
TNR [°C] = 887 + 464 ■ C + 6445 ■ Nb - 644 ■ ^Nb + 732 ■ V- 230 ■ Vv + 890 - Ti + 363 - AI - 357 ■ Si Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Warmwalzen des Vorproduktes eine Mindestanzahl nw von Warmwalzstichen umfasst, die bei einer Temperatur oberhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR durchgeführt werden, wobei die Mindestanzahl nw dem auf eine ganze Zahl gerundetem Ergebnis nW‘ entspricht, mit 42
Figure imgf000044_0001
wobei dv die Dicke des Vorproduktes und dw die Dicke des warmgewalzten Stahlflachproduktes ist. Verfahren nach einem der Ansprüche 10-11, dadurch gekennzeichnet, dass das Warmwalzen des Vorproduktes mindestens einen Warmwalzstich umfasst, der bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR durchgeführt wird, wobei insbesondere der Umformgrad über alle Warmwalzstiche, die bei einer Temperatur unterhalb der Rekristallisierungstemperatur TNR durchgeführt werden, mindestens 0,05 beträgt. Verfahren nach einem der Ansprüche 7-12, wobei das warmgewalzten Stahlflachprodukt eine Streckgrenze aufweist und wobei
- die Streckgrenze mindestens 890MPa beträgt und das Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate 0Q von mindestens 40 K/s auf eine Kühlstopptemperatur von TKs von höchstens TE - 250K erfolgt, oder
- die Streckgrenze kleiner ist als 890MPa und das Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate 0Q von höchstens 40 K/s auf eine Kühlstopptemperatur von TKs zwischen 500°C und 700°C erfolgt. Verfahren nach einem der Ansprüche 7-13, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts von Kühlstopptemperatur auf Raumtemperatur mit einer Abkühlrate 0Q‘ von höchstens 0,1 K/s erfolgt.
PCT/EP2021/074473 2020-09-07 2021-09-06 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts WO2022049282A1 (de)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP21772797.3A EP4211279A1 (de) 2020-09-07 2021-09-06 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP20194839.5A EP3964592A1 (de) 2020-09-07 2020-09-07 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
EP20194839.5 2020-09-07

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2022049282A1 true WO2022049282A1 (de) 2022-03-10

Family

ID=72428147

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/EP2021/074473 WO2022049282A1 (de) 2020-09-07 2021-09-06 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts

Country Status (2)

Country Link
EP (2) EP3964592A1 (de)
WO (1) WO2022049282A1 (de)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4206336A1 (de) 2021-12-29 2023-07-05 Voestalpine Grobblech GmbH Grobblech und thermomechanisches behandlungsverfahren eines vormaterials zur herstellung eines grobblechs

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4191599A (en) 1978-09-13 1980-03-04 Ford Motor Company Method of heat treating high carbon alloy steel parts to develop surface compressive residual stresses
EP3296416A1 (de) * 2015-05-12 2018-03-21 Posco Ultrahochfestes heissgewalztes stahlblech mit hervorragender biegbarkeit sowie verfahren zur herstellung davon
US20190300977A1 (en) 2018-03-28 2019-10-03 Marc Aaron Tima Method of steel processing combining thermal and mechanical surface treatment to control metallurgical phase and mechanical response
WO2020058244A1 (de) * 2018-09-18 2020-03-26 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur herstellung ultrahochfester stahlbleche und stahlblech hierfür

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4191599A (en) 1978-09-13 1980-03-04 Ford Motor Company Method of heat treating high carbon alloy steel parts to develop surface compressive residual stresses
EP3296416A1 (de) * 2015-05-12 2018-03-21 Posco Ultrahochfestes heissgewalztes stahlblech mit hervorragender biegbarkeit sowie verfahren zur herstellung davon
US20190300977A1 (en) 2018-03-28 2019-10-03 Marc Aaron Tima Method of steel processing combining thermal and mechanical surface treatment to control metallurgical phase and mechanical response
WO2020058244A1 (de) * 2018-09-18 2020-03-26 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur herstellung ultrahochfester stahlbleche und stahlblech hierfür

Non-Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
"Mathematical Model for Predictions of Austenite and Ferrite Microstructures in Hot Rolling Processes", IRSID REPORT, ST. GERMAIN-EN-LAYE, 1985, pages 7
B SCHOLTES ET AL: "Werkstofftechnische Grundlagen des Biegerichtens", HTM J. HEAT TREATM. MAT.FORMERLY HTM Z. WERKST. WÄRMEBEH. FERTIGUNG), 1 January 2015 (2015-01-01), pages 4 - 18, XP055768361, Retrieved from the Internet <URL:https://www.hanser-elibrary.com/doi/pdf/10.3139/105.110246> [retrieved on 20210125], DOI: 10.3139/105.110246 *
BORATTO ET AL.: "THERMEC '88, Proceedings", 1988, IRON AND STEEL INSTITUTE OF JAPAN, article "Effect of Chemical Compostion on Critical Temperatures of Microalloyed Steels", pages: 383 - 390
VON MACHERAUCH ET AL.: "Zur zweckmäßigen Definition von Eigenspannungen", HÄRTEREI-TECHNISCHE MITTEILUNGEN, vol. 28, 1973, pages 201 - 211

Also Published As

Publication number Publication date
EP4211279A1 (de) 2023-07-19
EP3964592A1 (de) 2022-03-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3571324B1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt bestehend aus einem komplexphasenstahl mit überwiegend bainitischem gefüge und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts
EP3292228B1 (de) Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
DE69834932T2 (de) Ultrahochfeste, schweissbare stähle mit ausgezeichneter ultratief-temperaturzähigkeit
EP2710158B1 (de) Hochfestes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung
EP2809819B1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl mit verbesserten eigenschaften bei herstellung und verarbeitung
EP2855717B1 (de) Stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts
EP3332047B1 (de) Verfahren zur herstellung eines flexibel gewalzten stahlflachprodukts und dessen verwendung
EP2895635B1 (de) Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten stahl
EP3655560B1 (de) Stahlflachprodukt mit guter alterungsbeständigkeit und verfahren zu seiner herstellung
EP2905348B1 (de) Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
EP3535431B1 (de) Mittelmanganstahlprodukt zum tieftemperatureinsatz und verfahren zu seiner herstellung
EP3221484B1 (de) Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften
EP3692178B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl
WO2016078644A1 (de) Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP4211279A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
EP3847284B1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
WO2020201352A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP3771746A1 (de) Stahl, stahlflachprodukt, verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts und verwendung
WO2020038883A1 (de) Warmgewalztes unvergütetes und warmgewalztes vergütetes stahlflachprodukt sowie verfahren zu deren herstellung
EP3872206B1 (de) Verfahren zur herstellung eines nachbehandelten, kaltgewalzten stahlflachprodukts und nachbehandeltes, kaltgewalztes stahlflachprodukt
WO2022184580A1 (de) Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
EP3964591A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
WO2017211952A1 (de) Verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes mit trip-eigenschften aus einem hochfesten, manganhaltigen stahl
WO2020187419A1 (de) Verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachproduktes mit unterschiedlichen eigenschaften, ein entsprechend warmgewalztes stahlflachprodukt sowie eine entsprechende verwendung
EP4047105A1 (de) Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts

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: 21772797

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021772797

Country of ref document: EP

Effective date: 20230411