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WO2015144529A1 - Verfahren zur erzeugung eines hochfesten stahlflachprodukts - Google Patents

Verfahren zur erzeugung eines hochfesten stahlflachprodukts Download PDF

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WO2015144529A1
WO2015144529A1 PCT/EP2015/055685 EP2015055685W WO2015144529A1 WO 2015144529 A1 WO2015144529 A1 WO 2015144529A1 EP 2015055685 W EP2015055685 W EP 2015055685W WO 2015144529 A1 WO2015144529 A1 WO 2015144529A1
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WO
WIPO (PCT)
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hot
rolling
slab
content
rolled
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/EP2015/055685
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English (en)
French (fr)
Inventor
Alexander GAGANOV
Wolfgang Gervers
Andreas Kern
Gabriel Kolek
Elena Schaffnit
Hans-Joachim Tschersich
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
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Publication date
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Priority to UAA201610736A priority patent/UA117959C2/uk
Priority to CA2941202A priority patent/CA2941202C/en
Priority to RU2016141474A priority patent/RU2675183C2/ru
Priority to MX2016012491A priority patent/MX381696B/es
Priority to BR112016022053-6A priority patent/BR112016022053B1/pt
Priority to US15/127,529 priority patent/US10280477B2/en
Priority to KR1020167029332A priority patent/KR20160137588A/ko
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Priority to JP2016558769A priority patent/JP6603669B2/ja
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the invention relates to a process for producing a flat steel product with a yield strength of at least 700 MPa and with at least 70% by volume bainitic structure.
  • Flat steel products of the type in question are typically rolled products, such as
  • the invention relates to a method for producing high-strength so-called "heavy plates” which have a thickness of at least 3 mm.
  • High-strength flat steel products in particular in the field of commercial vehicle construction an increasing importance, as they reduce the dead weight of the vehicle and a
  • Steel sheet constructions can be achieved by increasing the mechanical properties, in particular the strength of the processed flat steel product.
  • the mechanical properties in particular the strength of the processed flat steel product.
  • high strength but also good toughness properties of modern, intended for commercial vehicle steel flat products a good
  • Nb 0.005-0.08% by weight of Nb and 0.001-0.2% by weight of Ti, wherein for the respective Nb content% Nb and the respective C content% C:% Nb ⁇ % C ⁇ 4.34 ⁇ 10 "3 .
  • Pre-rolled final temperature which is 1080 - 1150 ° C.
  • the pre-rolled slab is then hot-rolled to a hot-rolled strip. The degree of deformation of the last stitch of the
  • Hot rolling should be 3 - 15%.
  • the hot rolling is terminated at a hot rolling end temperature which is at least equal to the Ar 3 temperature of the processed steel and
  • the obtained hot strip at a cooling rate of more than 15 ° C / s to a coiling temperature of
  • the grain boundary density of the carbon present in solid solution should be 1 - 4.5 atoms / nm 2 and the size of the precipitated at the grain boundaries Zementitkörner not more than 1 ym amount.
  • the hot strip produced in the known manner should have a combination of properties which is particularly suitable for use in automobile construction.
  • An optimal surface finish should thereby be achieved in that the
  • the object of the invention was to provide a method with which high-strength steel sheets can be produced in a practical manner with mechanical properties optimized with regard to use in automobile construction and with an equally optimized surface finish.
  • a method according to the invention comprises the production of a flat steel product with a yield strength of at least 700 MPa and with one to at least
  • Finished hot rolling is completed at a hot rolling end temperature of 800 - 880 ° C; (f) intensive cooling of the finished hot-rolled flat steel product within a maximum of 10 s after finish hot rolling, with a cooling rate of at least 40 K / s to a 550-620 ° C
  • Haspe1temperatur g) Coiling the finished hot-rolled flat steel product.
  • the process of the invention is based on a steel alloy whose alloy components and
  • alloying constituents and alloy contents of the steel alloy melted in step a) are selected such that a hot rolled flat steel product having a combination of properties can be reliably produced while adhering to the invented steps, which makes it suitable for use in lightweight steel construction, in particular in commercial vehicle construction , especially suitable:
  • processed steel is 0.05-0.08% by weight.
  • a C content of at least 0.05% by weight is required.
  • Si Silicon is processed in accordance with the invention
  • Mn Manganese is used to set the desired
  • Phosphorus content should therefore be the upper limit of 0.025 Do not exceed% by weight. Optimally, the P content is limited to less than 0.015 wt%.
  • Such a low sulfur content can be in a conventional manner z. B. can be achieved by a CaSi treatment. To the negative influences of sulfur on the
  • the S content can be reduced to max.
  • Al Aluminum is also used as a deoxidizer
  • N The accompanying element nitrogen forms with aluminum AIN or with titanium TiN. However, if the nitrogen content is too high, the toughness properties are deteriorated. In order to prevent this, in a steel processed according to the invention, the upper limit for the nitrogen content is set at 0.006% by weight.
  • Cr Chromium can optionally be added to a steel processed in accordance with the invention in order to obtain its
  • Chromium content is too high, however, the
  • Steel processed according to the invention set the upper limit of the chromium content at 0.40% by weight.
  • Niobium is contained in a steel processed according to the invention in order to obtain the strength properties
  • Nb 0.060-0.070% by weight Nb are present in the steel processed according to the invention. Is that
  • Titanium also contributes to the improvement of
  • Cu, Ni, V, Mo and Sb occur as accompanying elements, which enter the steel processed according to the invention as a technically unavoidable impurity in the steelmaking process. Their contents are limited to amounts which are ineffective in relation to the properties of the steel processed according to the invention.
  • the Cu content is limited to max. 0.12 wt .-%, the Ni content to less than 0.1 wt%, the V content to at most 0.01 wt .-%, the Mo content to less than 0.004 wt .-%, and the Sb content also less than 0.004 wt%
  • the C, Mn, Cr, Mo, V, Cu and Ni contents of the steel according to the invention can be determined within the
  • predetermined limits are set so that for the according to the formula
  • % Mn respective Mn content in% by weight
  • % Cr respective Cr content in% by weight
  • % Mo respective Mo content in wt.%
  • % V respective V content in wt%
  • % Cu respective Cu content in% by weight
  • the temperature range to which the slab is heated to austenitise should not be exceeded in order to increase the coarsening of the austenite grain and to increase it
  • the rewarming temperature range of 1200 - 1300 ° C does not yet result in the increased formation of Rotzunder, the surface quality of the invention produced
  • Slab surface is present.
  • the lower limit of reheating temperature is set at a more uniform rate
  • fine Ti or Nb Karbonitridausscheidonne can then re-form, which, as explained, make a significant contribution to increasing the strength properties. In this way it is ensured that the inventively produced and assembled flat steel products regularly have a minimum yield strength of 700 MPa.
  • the reheating temperature is at least 1250 ° C.
  • a flat steel product the highest quality requirements meets its surface condition, can be produced by the fact that before the pre-rolling of the scale present on the slab is completely removed. This can be done by completely descaling the slab surface after the furnace discharge and, if possible, immediately before the rough rolling. For this purpose, the slab can go through a conventional scale scrubber.
  • step c ' Primary scale (step c ') ") until the start of finish hot rolling (step e)) is limited to a maximum of 300 seconds, which optimally includes pre-rolling
  • the transport time between the descaling unit and the roughing stand should not exceed 30 s
  • Such a short transport time can thus no or at most a harmless thin oxide layer on the previously
  • step d the respectively processed slab is pre-rolled at a rough rolling temperature of 950-1250 ° C.
  • the total reduction in pre-rolling amounts to at least 50%.
  • Ahv As a whole stabbing Ahv is doing that from the difference of the thicknesses of the slab before (thickness dVv) and after (thickness dNv) the pre-rolling and the thickness dVv of the slab before pre-rolling ratio formed
  • Total loss Ahv are set so that the Rekristallisationsvor réelle in the respective pre-rolled slab can run completely. In this way, the formation of a fine-grained austenitic structure is guaranteed before finish rolling, which optimized
  • the dwell and pause time t_2 between rough rolling and finish rolling is limited to 50 seconds
  • step e by hot rolling of the pre-rolled slab into a hot-rolled slab
  • the final temperature of hot rolling is included
  • the upper limit of the range of the hot rolling end temperature is set so that no
  • Limit temperature is at least 800 ° C, so that no ferrite forms during rolling.
  • the reel temperature range according to the invention is chosen so that it is on the one hand below the Bainitstarttemperatur, on the other hand in the excretion maximum for the formation of Karbonitridausscheidonne. Too deep
  • the cooling rate of the cooling after hot rolling can be limited to 150 K / s.
  • the yield strength of the hot-rolled flat steel products produced according to the invention in the manner explained above is reliably 700-850 MPa. Their elongation at break is in each case at least 12%. Equally regularly achieve flat steel products according to the invention
  • Tensile strengths of 750 - 950 MPa The notched impact work determined for products according to the invention is in the range of 50-110 J at -20 ° C. and in the range of -40 ° C.
  • Steel flat products produced according to the invention have a fine-grained microstructure with a mean grain size of at most 20 ⁇ m in order to achieve a good elongation at break and
  • the invention is based on
  • Composition are melted and potted in a known manner to slabs 1 - 26.
  • Fertigwarmstaffel Ahf been terminated at a hot rolling end temperature TEW.
  • the finished hot-rolled flat steel product exiting from the last stand is, after a pause t_p of 1 to 7 seconds, in which it has cooled slowly in air, by means of
  • Hot strips were each coiled into a coil.
  • the complete transformation of the microstructure into bainite occurred, so that the resulting flat steel products had, in the technical sense, 100% by volume of a banitic microstructure.
  • the process parameters reheating temperature TW, rough-rolling temperature TVW set by the roughing, in the processing of the slabs 1-26 are total decay Ahv, time t_l between the descaling carried out after reheating and pre-rolling and the start of finish hot rolling. Time t_2 time between pre-rolling and hot rolling, on the finish rolling total achieved reduction Ahf,
  • the tensile tests for determining the yield strength ReH, the tensile strength Rm and the elongation at break A were carried out according to DIN EN ISO 6892-1 on longitudinal samples of the hot strips.
  • the notched bar impact tests to determine the impact energy Av at -20 ° C and -40 ° C and -60 ° C were carried out on longitudinal samples according to DIN EN ISO 148-1.
  • the yield strengths of the hot strips produced in the above manner are between 700 MPa and 790 MPa.
  • the elongation at break is at least 12% and the
  • Tensile strength 750 - 880 MPa The notch impact work at -20 ° C is in the range 60 to 100 J. At -40 ° C, the notch impact work is 40 to 75 J and at -60 ° C is the

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Abstract

Zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts mit einer Streckgrenze von ≥ 700 MPa und einem ≥ 70 Vol.-% bainitischen Gefüge werden erfindungsgemäß folgende Arbeitsschritte absolviert: a) Erschmelzen einer Stahlschmelze, die (in Gew.-%) aus C: 0,05-0,08%, Si: 0,015-0,500%, Mn: 1,60-2,00%, P: ≤ 0,025%, S: ≤ 0,010%, Al: 0,020-0,050%, N: ≤ 0,006%, Cr: ≤ 0,40%, Nb: 0,060-0,070%, B: 0,0005-0,0025%, Ti: 0,090- 0,130%, sowie unvermeidbaren Verunreinigungen, Rest Fe besteht; b) Vergießen der Schmelze zu einer Bramme; c) Wiedererwärmen der Bramme auf 1200-1300 °C; d) Vorwalzen der Bramme bei 950-1250 °C und einer Gesamtstichabnahme ≤50 %; e) Fertigwarmwalzen der vorgewalzten Bramme mit einer Warmwalzendtemperatur von 800 - 880 °C; f) Kühlen des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts innerhalb von ≤ 10s nach dem Fertigwarmwalzen auf 50-620 °C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ≤ 40 K/s; g) Haspeln des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts.

Description

Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten
Stahlflachprodukts
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts mit einer Streckgrenze von mindestens 700 MPa und mit einem zu mindestens 70 Vol.-% bainitischen Gefüge .
Bei Stahlflachprodukten der hier in Rede stehenden Art handelt es sich typischerweise um Walzprodukte, wie
Stahlbänder oder Bleche sowie daraus hergestellte
Zuschnitte und Platinen.
Insbesondere betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von hochfesten so genannten "Grobblechen", die eine Dicke von mindestens 3 mm besitzen.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer
Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen.
Hochfeste Stahlflachprodukte haben insbesondere im Bereich des Nutzfahrzeugbaus eine wachsende Bedeutung, da sie eine Reduzierung des Eigengewichts des Fahrzeugs und eine
Steigerung der Nutzlast ermöglichen. Ein geringes Gewicht trägt nicht nur zur optimalen Nutzung der technischen
Leistungsfähigkeit des jeweiligen Antriebsaggregats bei, sondern unterstützt die Ressourceneffizienz,
Kostenoptimierung und den Klimaschutz.
Eine entscheidende Reduzierung des Eigengewichts von
Stahlblechkonstruktionen kann durch eine Steigerung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der Festigkeit des jeweils verarbeiteten Stahlflachprodukts erreicht werden. Neben einer hohen Festigkeit werden von modernen, für den Nutzfahrzeugbau vorgesehenen Stahlflachprodukten aber auch gute Zähigkeitseigenschaften, ein gutes
Sprödbruchwiderstandsverhalten sowie eine optimale Eignung zum Kaltumformen und Schweißen erwartet.
Es ist bekannt, dass diese Eigenschaftskombination durch Wahl eines geeigneten Legierungskonzepts und ein spezielles Herstellverfahren erreicht werden kann. Bei konventionellen Verfahren zum Herstellen hochfester Grobbleche mit einer Mindeststreckgrenze von 700 MPa wird wie folgt vorgegangen. Zunächst werden die Brammen warmgewalzt und nach dem Walzen an Luft abgekühlt. Danach werden die Bleche wiedererwärmt, gehärtet und einer Anlassbehandlung unterzogen. Der Prozess enthält also mehrere Stufen, um die mechanischen
Eigenschaften zu erreichen. Die Vielzahl der damit
verbundenen Herstellschritte führt zu vergleichbar hohen Herstellkosten. Auch ist eine exakte Verfahrensführung erforderlich, um die gewünschten Zähigkeitseigenschaften und Oberflächenqualitäten zu erreichen.
Aus der EP 2 130 938 AI ist ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachprodukts bekannt, bei dem eine Schmelze zu Brammen vergossen wird, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,01 - 0,1 Gew.-% C, 0,01 - 0,1 Gew.-% Si, 0,1 - 3 Gew.-% Mn, nicht mehr als 0,1 Gew.-% P, nicht mehr als 0,03 Gew.-% S,
0,001 - 1 Gew.-% AI, nicht mehr als 0,01 Gew.-% N,
0,005 - 0,08 Gew.-% Nb und 0,001 bis 0,2 Gew.-% Ti enthält, wobei für den jeweiligen Nb-Gehalt %Nb und den jeweiligen C-Gehalt %C gilt: %Nb x %C < 4.34 x 10"3.
Nach dem Abgießen und Erstarren der Schmelze wird bei dem bekannten Verfahren die Stahlbramme bis in einen
Temperaturbereich wiedererwärmt, dessen Untergrenze in Abhängigkeit der C- und Nb-Gehalte des jeweils vergossenen Stahls bestimmt wird und dessen Obergrenze 1170 °C beträgt. Anschließend wird die wiedererwärmte Bramme bei einer
Endtemperatur vorgewalzt, die 1080 - 1150 °C beträgt. Nach einer 30 - 150 Sekunden betragenden Pause, bei der die vorgewalzte Bramme bei 1000 - 1080°C gehalten wird, wird die vorgewalzte Bramme dann zu einem Warmband fertig warmgewalzt. Der Umformgrad des letzten Stichs des
Warmwalzens soll 3 - 15 % betragen.
Gemäß dem bekannten Verfahren wird das Warmwalzen bei einer Warmwalzendtemperatur beendet, die mindestens der Ar3- Temperatur des verarbeiteten Stahls entspricht und
höchstens 950 °C beträgt. Nach dem Ende des Warmwalzens wird das erhaltene Warmband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mehr als 15 °C/s auf eine Haspeltemperatur von
450 - 550 °C abgekühlt, bei der es zu einem Coil gehaspelt wird .
Im so erzeugten Warmband soll die Korngrenzdichte des in fester Lösung vorliegenden Kohlenstoffs 1 - 4,5 Atome/nm2 und die Größe der an den Korngrenzen ausgeschiedenen Zementitkörner nicht mehr als 1 ym betragen. Die in dieser Weise beschaffenen und nach dem bekannten Verfahren
hergestellten Stahlflachprodukte sollen bei ausreichend hoch dosierten Legierungsgehalten Zugfestigkeiten von mehr als 780 MPa aufweisen und Streckgrenzen besitzen, die bis zu 726 MPa betragen. Auf diese Weise soll das in der bekannten Weise erzeugte Warmband eine für die Verwendung im Automobilbau besonders geeignete Eigenschaftskombination aufweisen. Eine optimale Oberflächenbeschaffenheit soll dabei dadurch erreicht werden, dass die
Wiedererwärmungstemperatur, auf die die Bramme vor dem Warmwalzen erwärmt wird, auf den oben genannten
Temperaturbereich beschränkt und so eine übermäßige Bildung von Zunder, der beim Warmwalzen in die Warmbandoberfläche eingearbeitet würde, vermieden wird.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Verfahren anzugeben, mit dem sich hochfeste Stahlbleche mit im Hinblick auf die Verwendung im Automobilbau optimierten mechanischen Eigenschaften und einer ebenso optimierten Oberflächenbeschaffenheit praxisgerecht herstellen lassen.
Die Erfindung löst diese Aufgabe durch das in Anspruch 1 angegebene Verfahren.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
Dementsprechend umfasst ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts mit einer Streckgrenze von mindestens 700 MPa und mit einem zu mindestens
70 Vol.-% bainitischen Gefüge folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer Stahlschmelze, die (in Gew % ) cLU S
C: 0,05 - 0,08 %
Si : 0,015 - 0,500
Mn : 1, 60 - 2,00 %
P: bis zu 0,025 %,
S : bis zu 0,010 %,
AI: 0, 020 - 0,050
N: bis zu 0,006 %,
Cr: bis zu 0,40 %,
Nb: 0, 060 - 0,070
B: 0,0005 - 0,0025
Ti : 0, 090 - 0,130
sowie aus technisch unvermeidbaren Verunreinigungen, zu denen bis zu 0,12 % Cu, bis zu 0,100 % Ni, bis zu 0,010 % V, bis zu 0,004 % Mo und bis zu 0,004 % Sb gehören, und
als Rest aus Eisen
besteht ; b) Vergießen der Schmelze zu einer Bramme;
c) Wiedererwärmen der Bramme auf eine
Wiedererwärmungstemperatur von 1200 - 1300 °C; d) Vorwalzen der Bramme bei einer 950 - 1250 °C betragenden Vorwalztemperatur und einer über das Vorwalzen erzielten Gesamtstichabnahme von mindestens 50 %;
e) Fertigwarmwalzen der vorgewalzten Bramme, wobei das
Fertigwarmwalzen bei einer Warmwalzendtemperatur von 800 - 880 °C beendet wird; f) innerhalb von höchstens 10 s nach dem Fertigwarmwalzen einsetzendes intensives Kühlen des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 40 K/s auf eine 550 - 620 °C betragende
Haspe1temperatur; g) Haspeln des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts.
Dem erfindungsgemäßen Verfahren liegt eine Stahllegierung zu Grunde, deren Legierungsbestandteile und
Legierungsgehalte in engen Grenzen so aufeinander
abgestimmt sind, dass bei einer betriebssicher
durchzuführenden Verfahrensweise jeweils maximierte
mechanische Eigenschaften und optimierte
Oberflächenbeschaffenheiten erzielt werden.
Wie nachfolgend erläutert, sind Legierungsbestandteile und Legierungsgehalte der erfindungsgemäß im Arbeitsschritt a) erschmolzenen Stahllegierung so ausgewählt, dass sich bei Einhaltung der erfindungsgemäß vorgegebenen Arbeitsschritte zuverlässig ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Eigenschaftskombination erzeugen lässt, die es für die Verwendung im Stahlleichtbau, insbesondere im Bereich des Nutzfahrzeugbaus, besonders geeignet macht:
C: Der Kohlenstoffgehalt des erfindungsgemäß
verarbeiteten Stahls beträgt 0,05 - 0,08 Gew.-%. Um die gewünschten Festigkeitseigenschaften zu erreichen, ist ein C-Gehalt von wenigstens 0,05 Gew.-%
erforderlich. Falls jedoch der Kohlenstoffgehalt zu hoch ist, werden die Zähigkeitseigenschaften bzw. die Schweißbarkeit und die Umformbarkeit des
erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls beeinträchtigt. Aus diesem Grund ist der Kohlenstoffgehalt auf
höchstens 0,08 Gew.-% begrenzt.
Si: Silizium wird bei dem erfindungsgemäß verarbeiteten
Stahl als Desoxidationsmittel sowie zum Verbessern der Festigkeitseigenschaften eingesetzt. Wenn jedoch der Siliziumgehalt zu hoch ist, werden die
Zähigkeitseigenschaften, insbesondere die Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone von Schweißverbindungen, stark beeinträchtigt. Aus diesem Grund soll der
Siliziumgehalt des erfindungsgemäß verarbeiteten
Stahls 0,50 Gew.-% nicht überschreiten. Zur sicheren Vermeidung von Störungen der Oberflächenqualität kann der Siliziumgehalt auf max . 0,25 Gew.-% beschränkt werden .
Mn : Mangan wird zur Einstellung der gewünschten
Festigkeitseigenschaften bei guten
Zähigkeitseigenschaften dem erfindungsgemäß
verwendeten Stahl in Gehalten von 1,6 - 2,0 Gew.-% zugegeben. Wenn der Mangangehalt weniger als
1,60 Gew.-% beträgt, werden die geforderten
Festigkeitseigenschaften nicht mit der ausreichenden Sicherheit erreicht. Durch die Beschränkung des
Mn-Gehalts auf max. 2,00 Gew.-% wird eine
Verschlechterung der Schweißbarkeit, der
Zähigkeitseigenschaften, der Umformbarkeit und des Seigerungsverhaltens vermieden.
P: Das Begleitelement Phosphor verschlechtert die
Kerbschlagarbeit und die Umformbarkeit . Der
Phosphorgehalt soll daher die Obergrenze von 0,025 Gew.-% nicht überschreiten. Optimaler Weise ist der P- Gehalt auf weniger als 0,015 Gew.-% beschränkt.
S: Schwefel verschlechtert die Kerbschlagarbeit und die Umformbarkeit eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls infolge von MnS-Bildung. Aus diesem Grund darf der S-Gehalt eines erfindungsgemäß verarbeiteten
Stahls höchstens 0,010 Gew.-% betragen. Ein derart niedriger Schwefelgehalt kann in an sich bekannter Weise z. B. durch eine CaSi-Behandlung erzielt werden. Um die negativen Einflüsse von Schwefel auf die
Eigenschaften des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls sicher auszuschließen, kann der S-Gehalt auf max .
0,003 Gew.-% beschränkt sein.
AI: Aluminium wird ebenfalls als Desoxidationsmittel
verwendet und behindert infolge von AIN-Bildung die Vergröberung des Austenitkorns beim Austenitisieren. Liegt der Aluminiumgehalt unter 0,020 Gew.-%, laufen die Desoxidationsprozesse nicht vollständig ab.
Übersteigt der Aluminiumgehalt jedoch die Obergrenze von 0,050 Gew.-%, so können sich Al203-Einschlüsse bilden. Diese wirken sich negativ auf den
Reinheitsgrad und die Zähigkeitseigenschaften aus.
N: Das Begleitelement Stickstoff bildet mit Aluminium AIN oder mit Titan TiN. Wenn jedoch der Stickstoffgehalt zu hoch ist, werden die Zähigkeitseigenschaften verschlechtert. Um dies zu verhindern, ist bei einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl die Obergrenze für den Stickstoff-Gehalt auf 0,006 Gew.-% festgesetzt. Cr: Chrom kann einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl optional zugegeben sein, um seine
Festigkeitseigenschaften zu verbessern. Wenn der
Chromgehalt zu hoch ist, werden allerdings die
Schweißbarkeit und Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone negativ beeinflusst. Daher ist bei einem
erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl die obere Grenze für den Chromgehalt auf 0,40 Gew.-% festgesetzt.
Nb : Niob ist in einem erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl enthalten, um die Festigkeitseigenschaften durch
Kornfeinung der Austenitstruktur beim
temperaturgesteuerten Walzen bzw. durch
Ausscheidungshärtung beim Haspeln zu unterstützen. Hierzu sind im erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl 0,060 - 0,070 Gew.-% Nb vorhanden. Liegt der
Niobgehalt unterhalb dieses Bereichs, werden die
Festigkeitseigenschaften nicht erreicht. Liegt der Nb- Gehalt über der Obergrenze dieses Bereichs,
verschlechtert sich die Schweißbarkeit und die
Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone einer Schweißung.
B: Der Borgehalt eines erfindungsgemäß verarbeiteten
Stahls beträgt 0,0005 - 0,0025 Gew.-%. B wird zur Unterstützung der Festigkeitseigenschaften und zur Verbesserung der Härtbarkeit verwendet. Zu hohe
Borgehalte verschlechtern jedoch die
Zähigkeitseigenschaften .
Ti: Titan trägt ebenfalls zur Verbesserung der
Festigkeitseigenschaften durch Verhinderung des
Kornwachstums beim Austenitisieren bzw. durch Ausscheidungshärtung beim Haspeln bei. Um dies zu gewährleisten, betragen die Ti-Gehalte eines
erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls 0,09 - 0,13 Gew.- %. Liegt der Titangehalt unter 0,09 Gew.-%, werden die erfindungsgemäß angestrebten Festigkeitswerte nicht erreicht. Wird die Obergrenze des vorgegebenen Ti- Gehaltsbereichs überschritten, verschlechtern sich die Schweißbarkeit und die Zähigkeit in der
Wärmeeinflusszone einer Schweißung.
Cu, Ni, V, Mo und Sb treten als Begleitelemente auf, die als technisch unvermeidbare Verunreinigung im Prozess der Stahlerzeugung in den erfindungsgemäß verarbeiteten Stahl gelangen. Ihre Gehalte sind auf Mengen beschränkt, die in Bezug auf die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschafen des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls unwirksam sind. Dazu ist der Cu-Gehalt auf max . 0,12 Gew.-%, der Ni-Gehalt auf weniger als 0,1 Gew-%, der V-Gehalt auf höchstens 0,01 Gew.-%, der Mo-Gehalt auf weniger als 0,004 Gew.-% und der Sb-Gehalt ebenfalls auf weniger als 0,004 Gew.-%
beschränkt .
Um eine gute Schweißbarkeit zu erreichen, können der C-, der Mn-, der Cr-, der Mo-, der V-, der Cu- und der Ni- Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls innerhalb der
erfindungsgemäß vorgegebenen Grenzen so eingestellt werden, dass für das nach der Formel
CE = %C + %Mn/6+ (%Cr+%Mo+%V) /5+ (%Cu+%Ni) /15 mit %C = jeweiliger C-Gehalt in Gew.-%,
%Mn = jeweiliger Mn-Gehalt in Gew.-%, %Cr = jeweiliger Cr-Gehalt in Gew.-%,
%Mo = jeweiliger Mo-Gehalt in Gew.-%,
%V = jeweiliger V-Gehalt in Gew.-%,
%Cu = jeweiliger Cu-Gehalt in Gew.-%,
%Ni = jeweiliger Ni-Gehalt in Gew.-%, berechnete Kohlenstoffäquivalent CE gilt:
CE < 0,5 Gew.-%
Nach dem Gießen der Bramme wird auf eine
Austenitisierungstemperatur wiedererwärmt, die
1200 - 1300 °C beträgt. Der obere Grenzwert des
Temperaturbereichs, auf den die Bramme zur Austenitisierung erwärmt wird, sollte nicht überschritten werden, um eine Vergröberung des Austenitkorns und eine vermehrte
Zunderbildung zu vermeiden. Im erfindungsgemäß vorgegebenen Bereich der Wiedererwärmungstemperatur von 1200 - 1300 °C kommt es noch nicht zur erhöhten Bildung von Rotzunder, der die Oberflächenqualität des erfindungsgemäß erzeugten
Stahlflachprodukts mindern würde. Rotzunder bildet sich bei der Verarbeitung erfindungsgemäß zusammengesetzter Brammen ausschließlich beim Warmwalzvorgang (Arbeitsschritte d) , e) des erfindungsgemäßen Verfahrens) , wenn nach der
Wiedererwärmung zu viel Primärzunder auf der
Brammenoberfläche vorhanden ist.
Der untere Grenzwert der Wiedererwärmungstemperatur ist dagegen so festgesetzt, dass bei gleichmäßiger
Temperaturverteilung die angestrebte Homogenisierung des Gefüges gewährleistet ist. Ab dieser Temperatur setzt eine weitestgehend vollständige Auflösung der in der jeweiligen Bramme vorhandenen groben Ti- und Nb- Karboni tridausscheidungen im Austenit ein. Beim
abschließenden Haspeln des fertig warmgewalzten
Stahlflachprodukts (Arbeitsschritt g) des
erfindungsgemäßen Verfahrens) können sich dann feine Ti- oder Nb-Karbonitridausscheidungen neu bilden, die, wie erläutert, einen wesentlichen Beitrag zur Erhöhung der Festigkeitseigenschaften leisten. Auf diesem Wege ist gewährleistet, dass die erfindungsgemäß erzeugten und zusammengesetzten Stahlflachprodukte regelmäßig eine Mindest Streckgrenze von 700 MPa besitzen.
Erfindungsgemäß beträgt die Wiedererwärmungstemperatur bei der Austenitisierung der jeweiligen Bramme
mindestens 1200 °C, um den angestrebten Effekt der möglichst vollständigen Auflösung der Tic- und NbC- Ausscheidungen zu erreichen. Bei einer unter 1200 °C liegenden Austenitisierungstemperatur ist die Menge der im Austenit gelösten Karbidausscheidungen von Ti und Nb dagegen so gering, dass die erfindungsgemäß genutzten Effekte nicht eintreten. Eine unterhalb von 1200 °C liegende Wiedererwärmungstemperatur hätte daher bei der Verarbeitung von Stahlflachprodukten, die aus entsprechend der erfindungsgemäß optimierten Legierungsauswahl
zusammengesetzt sind, zur Folge, dass die geforderten Festigkeitseigenschaften nicht erreicht werden. Besonders sicher lässt sich die möglichst vollständige Auflösung der Tic- und NbC-Ausscheidungen dann gewährleisten, wenn die Wiedererwärmungstemperatur mindestens 1250 °C beträgt .
Ein Stahlflachprodukt, das höchste Qualitätsanforderungen an seine Oberflächenbeschaffenheit erfüllt, kann dadurch erzeugt werden, dass vor dem Vorwalzen der auf der Bramme vorhandene Zunder vollständig entfernt wird. Dies kann dadurch geschehen, dass die Brammenoberfläche nach dem Ofenaustrag und möglichst unmittelbar vor dem Vorwalzen vollständig entzundert wird. Hierzu kann die Bramme einen konventionellen Zunderwäscher durchlaufen.
Zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts mit optimierter Oberflächenbeschaffenheit kann die Zeit t_l, die der
Transfer der Bramme von der Arbeitsstation
(„Wiedererwärmung (Arbeitsschritt c)") oder der optional nach dem Wiedererwärmen durchlaufenen „Entfernung des
Primärzunders (Arbeitsschritt c')") bis zum Beginn des Fertigwarmwalzens (Arbeitsschritt e) ) benötigt, auf maximal 300 s beschränkt werden. Dies schließt optimaler Weise das Vorwalzen ein. In einer so kurzen Transferzeit wird nur eine so geringe Menge an Primärzunder neu gebildet, dass der sich daraus beim Warmwalzen bildende Rotzunder für die Qualität der Oberfläche des nach dem Warmwalzen erhaltenen Stahlflachprodukts unschädlich ist. Im Fall, dass eine Entzunderung vor dem Vorwalzen durchgeführt wird, sollte die Transportdauer zwischen dem Entzunderungsaggregat und zum Vorwalzgerüst maximal 30 s betragen. Bei einer so kurzen Transportdauer kann sich somit keine oder allenfalls eine unschädliche dünne Oxidschicht auf der zuvor
entzunderten Bramme bilden.
Im Arbeitsschritt d) wird die jeweils verarbeitete Bramme bei einer Vorwalztemperatur von 950 - 1250 °C vorgewalzt. Die beim Vorwalzen erzielte Stichabnahme beträgt insgesamt mindestens 50 %. Als gesamte Stichabnahme Ahv ist dabei das aus der Differenz der Dicken der Bramme vor (Dicke dVv) und nach (Dicke dNv) dem Vorwalzen und der Dicke dVv der Bramme vor dem Vorwalzen gebildete Verhältnis bezeichnet
(Ahv [%] = (dVv-dNv) /dVv x 100 %) .
Die untere Grenze des für die Vorwalztemperatur
vorgegebenen Bereichs und der Mindestwert der
Gesamtstichabnahme Ahv sind dabei so festgesetzt, dass die Rekristallisationsvorgänge in der jeweils vorgewalzten Bramme vollständig ablaufen können. Auf diese Weise ist die Entstehung eines feinkörnigen austenitischen Gefüges vor dem Fertigwalzen gewährleistet, wodurch optimierte
Zähigkeits- und Bruchdehnungseigenschaften des
erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts erreicht werden .
Die Verweil- und Pausenzeit t_2 zwischen dem Vorwalzen und dem Fertigwalzen ist auf 50 s beschränkt, um ein
unerwünschtes Austenitkornwachstum zu vermeiden.
Auf das Vorwalzen folgt im Arbeitsschritt e) das Warmwalzen der vorgewalzten Bramme zu einem warmgewalzten
Stahlflachprodukt mit einer Warmbanddicke, die
typischerweise 3 - 15 mm beträgt. Stahlflachprodukte mit solchen Dicken werden in der Fachsprache auch als
„Grobblech" bezeichnet.
Die Endtemperatur des Warmwalzens liegt dabei bei
800 - 880 °C. Durch Einhaltung dieses Warmwalz- Endtemperaturbereichs wird ein stark gestrecktes
Austenitkorn im Gefüge des erhaltenen Warmbands erreicht. Durch die vergleichbar niedrige Warmwalz-Endtemperatur wird der Effekt des Warmwalzens verstärkt. Im Gefüge des
erhaltenen Warmbands ist versetzungsreicher Austenit vorhanden. Dieser wandelt sich nach einer Intensivkühlung (Arbeitsschritt f) ) zu einem versetzungsreichen,
feinstrukturierten Bainit um, so dass die Streckgrenze angehoben wird. Die obere Grenze des Bereichs der Warmwalz- Endtemperatur ist so festgesetzt, dass keine
Rekristallisation des Austenits beim Walzen in der
Warmwalzfertigstraße stattfindet. Auch dies trägt zur
Ausprägung eines feinkörnigen Gefüges bei. Die untere
Grenztemperatur beträgt mindestens 800 °C, damit sich kein Ferrit beim Walzen bildet.
Die beim Fertigwalzen erzielte Stichabnahme Ahf beträgt insgesamt mindestens 70 %, wobei hier die Stichabnahme Ahf nach der Formel Ahf = (dVf-dNf) /dVf x 100 % (mit dVf = Dicke des Walzguts beim Einlauf in die
Fertigwarmwalzstaffel und dNf = Dicke des Walzguts am
Auslauf der Fertigwarmwalzstaffei) berechnet wird. Durch die hohe Stichabnahme Ahf findet die Phasenumwandlung aus stark umgeformtem Austenit statt. Dies wirkt sich positiv auf die Feinkörnigkeit aus, so dass im Gefüge des
erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts geringe
Korngrößen vorliegen.
Nachdem das fertig warmgewalzte Stahlflachprodukt aus dem letzten Gerüst der Fertigwarmwalzstraße ausgetreten ist, setzt innerhalb von höchstens 10 s eine intensive Abkühlung ein, bei der das warmgewalzte Stahlflachprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit dT von mindestens 40 K/s auf eine Haspeltemperatur von 550 - 620 °C abgekühlt wird. Die Kühlpause nach dem Warmwalzen beträgt höchstens 10 s, um zu verhindern, dass es zwischen Warmwalzen und
gesteuertem beschleunigten Abkühlen zu unerwünschten
Gefügeveränderungen kommt.
Durch Einhaltung des erfindungsgemäß vorgegebenen Bereichs der Haspeltemperatur werden die Voraussetzungen für die Bildung eines bainitischen Gefüges des erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts geschaffen.
Gleichzeitig hat die Wahl der Haspeltemperatur
entscheidenden Einfluss auf die Ausscheidungshärtung. Dazu ist der Haspeltemperaturbereich erfindungsgemäß so gewählt, dass er einerseits unterhalb der Bainitstarttemperatur, anderseits im Ausscheidungsmaximum für die Bildung von Karbonitridausscheidungen liegt. Eine zu tiefe
Haspeltemperatur würde jedoch dazu führen, dass das
Ausscheidungspotenzial nicht mehr nutzbar wäre und somit die geforderte Mindeststreckgrenze nicht mehr erreicht würde. Die Abkühlbedingungen sind dabei erfindungsgemäß so gewählt, dass das warmgewalzte Stahlflachprodukt
unmittelbar vor dem Haspeln ein bainitisches Gefüge mit einem Phasenanteil von mindestens 70 Vol.-% aufweist. Eine weitere Bainitbildung läuft dann im Haspel ab. Im Hinblick auf die geforderte Eigenschaftskombination optimal erweist es sich dabei, wenn das Gefüge des erfindungsgemäß
erzeugten warmgewalzten Stahlflachprodukts nach dem Haspeln im technischen Sinne vollständig aus Bainit besteht. Dies wird durch Einhaltung des erfindungsgemäß vorgegebenen Bereichs der Haspeltemperatur erreicht.
Durch die hohe Abkühlgeschwindigkeit wird die Bildung von unerwünschten Phasenbestandteilen vermieden. Um dabei ein optimal planes Stahlflachprodukt zu erhalten, kann die Abkühlgeschwindigkeit der Abkühlung nach dem Warmwalzen auf 150 K/s beschränkt werden.
Die Streckgrenze der in der voranstehend erläuterten Weise erfindungsgemäß erzeugten warmgewalzten Stahlflachprodukte beträgt zuverlässig 700 - 850 MPa. Ihre Bruchdehnung liegt dabei jeweils bei mindestens 12 %. Genauso regelmäßig erreichen erfindungsgemäße Stahlflachprodukte
Zugfestigkeiten von 750 - 950 MPa. Die für erfindungsgemäße Produkte ermittelte Kerbschlagarbeit liegt bei -20 °C im Bereich von 50 - 110 J und bei -40 °C im Bereich von
30 - 110 J.
Erfindungsgemäß erzeugte Stahlflachprodukte weisen ein feinkörniges Gefüge mit einer mittleren Korngröße von höchstens 20 ym auf, um eine gute Bruchdehnung und
Zähigkeit zu erreichen.
Dabei liegen bei der erfindungsgemäßen Verfahrensweise die voranstehend genannten Eigenschaften bei einem
warmgewalzten Stahlflachprodukt im Walzzustand nach dem Haspeln vor. Eine weitere Wärmebehandlung zur Einstellung oder Ausprägung bestimmter für die zugedachte Verwendung als hochfestes Blech im Nutzfahrzeugbau wichtiger
Eigenschaften ist nicht notwendig.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von
Ausführungsbeispielen näher erläutert. Stahlschmelzen A - E mit der in Tabelle 1 angegebenen
Zusammensetzung sind erschmolzen und in bekannter Weise zu Brammen 1 - 26 vergossen worden.
Anschließend sind die aus den Stählen A - E bestehenden Brammen auf eine Wiedererwärmungstemperatur TW durcherwärmt worden .
Aus dem Wiedererwärmungsofen sind die wiedererwärmten
Brammen in weniger als 30 s zu einem Zunderwäscher
transportiert worden, in dem der auf ihnen haftende
Primärzunder von den Brammen entfernt worden ist.
Die aus dem Zunderwäscher austretenden Brammen sind dann zu einem Vorwalzgerüst transportiert worden, wo sie mit einer Vorwalztemperatur TVW und einer über das Vorwalzen
erzielten Gesamtstichabnahme Ahv vorgewalzt worden sind.
Anschließend sind die vorgewalzten Brammen in einer
Fertigwarmwalzstaffel zu Warmbändern mit einer Dicke BD und einer Breite BB fertig warmgewalzt worden. Das Warmwalzen ist jeweils mit einer gesamten Stichabnahme in der
Fertigwarmstaffel Ahf bei einer Warmwalzendtemperatur TEW beendet worden. Die Zeit, die zwischen dem Austritt aus dem Zunderwäscher und dem Beginn des Fertigwarmwalzens
vergangen ist, betrug jeweils weniger als 300 s.
Das aus dem letzten Gerüst austretende fertig warmgewalzte Stahlflachprodukt ist nach einer Pause t_p von 1 - 7 s, in der es an Luft langsam abgekühlt ist, mittels
Intensivkühlung mit Wasser mit einer Abkühlrate dT von 50 - 120 K/s auf eine Haspeltemperatur HT abgekühlt worden. Nach der Abkühlung wiesen die Stahlflachprodukte bereits ein zu mindestens 70 Vol.-% bainitisches Gefüge auf.
Bei dieser Haspeltemperatur HT sind die erhaltenen
Warmbänder jeweils zu einem Coil gehaspelt worden. Im Zuge der Abkühlung der Stahlflachprodukte im Coil kam es zur vollständigen Umwandlung des Gefüges in Bainit, so dass die erhaltenen Stahlflachprodukte ein im technischen Sinne zu 100 Vol.-% banitisches Gefüge besaßen.
In den Tabellen 2a, 2b sind die bei der Verarbeitung der Brammen 1 - 26 jeweils eingestellten Verfahrensparameter Wiedererwärmungstemperatur TW, Vorwalztemperatur TVW, über das Vorwalzen erzielte Gesamtstichabnahme Ahv, Zeit t_l zwischen dem nach dem Wiedererwärmen und vor dem Vorwalzen durchgeführten Entzundern und Beginn des Fertigwarmwalzens, Zeit t_2 Zeit zwischen Vorwalzen und Warmwalzen, über das Fertigwalzen insgesamt erzielte Stichabnahme Ahf,
Endwalztemperatur TEW, Kühlpause t_p zwischen dem Ende des Warmwalzens und dem Beginn der forcierten Abkühlung,
Abkühlgeschwindigkeit dT, Haspeltemperatur HT, Banddicke BD und Bandbreite BB angegeben.
Die mechanischen Eigenschaften sowie das Gefüge der
erhaltenen Warmbänder sind untersucht worden.
Die Zugversuche zur Ermittlung der Streckgrenze ReH, der Zugfestigkeit Rm und der Bruchdehnung A wurden nach DIN EN ISO 6892-1 an Längsproben der Warmbänder durchgeführt. Die Kerbschlagbiegeversuche zur Ermittlung der Kerbschlagarbeit Av bei -20 °C bzw. -40 °C und -60 °C wurden an Längsproben nach DIN EN ISO 148-1 durchgeführt.
Die Gefügeuntersuchungen erfolgten mittels Lichtmikroskop und Rasterelektronenmikroskop. Dafür wurden die Proben aus einem Viertel der Bandbreite entnommen, als Längsschliff präpariert und mit Nital (d. h. alkoholische Salpetersäure, die einen Salpetersäureanteil von 3 Vol.-% enthält) oder Natriumdisulfit geätzt. Die Bestimmung der
Gefügebestandteile erfolgte mittels Flächenanalyse in
Probenlage 1/3 Blechdicke, wie in H. Schumann und H. Oettel „Metallografie" 14. Auflage, 2005 WILEY-VCH Verlag GmbH & Co. KGaA, Weinheim beschrieben.
Die mechanischen Eigenschaften und die Gefügebestandteile der erfindungsgemäß erzeugten Warmbänder sind in Tabelle 3 angegeben. Die gemäß dem Verfahren der vorliegenden
Erfindung hergestellten Bandbleche weisen hohe
Festigkeitseigenschaften bei guten Zähigkeitseigenschaften sowie guter Bruchdehnung auf.
Die Streckgrenzen der in der voranstehend erläuterten Weise erzeugten Warmbänder liegen zwischen 700 MPa und 790 MPa. Die Bruchdehnung beträgt mindestens 12 % und die
Zugfestigkeit 750 — 880 MPa. Die Kerbschlagarbeit bei -20 °C liegt im Bereich 60 bis 100 J. Bei -40 °C beträgt die Kerbschlagarbeit 40 bis 75 J und bei -60 °C liegt die
Kerbschlagarbeit bei 30 - 70 J.
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Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
Tabelle 1
TW Ahv TVW t_1 t_2 Ahf TEW
Nr. Stahl t_P dT HT BD BB
[°C] [%] [°C] [s] [s] [%] [°C] [s] [K/s] [°C] [mm] [mm]
1 A 1293 85 1070 220 40 90 905 1 100 600 4 1525
2 A 1296 80 1065 220 40 92 915 1 100 600 4 1525
3 A 1288 80 1045 225 40 92 895 2 100 605 4 1525
4 A 1287 85 1045 230 42 90 880 2 100 605 4 1530
5 A 1269 82 1055 230 40 91 890 2 100 600 4 1525
6 A 1300 82 1050 240 45 82 835 3 70 600 8 1545
7 A 1296 82 1050 245 41 82 810 4 70 600 8 1545
8 A 1305 76 1060 240 42 86 825 4 70 600 8 1755
9 A 1247 76 1040 260 44 83 800 6 50 580 10 1530
10 B 1291 80 1060 230 40 90 910 2 100 600 5 1630
1 1 B 1309 80 1 1 10 240 44 90 870 2 100 610 5 1630
12 B 1288 85 1070 230 40 88 890 2 100 600 5 1540
13 B 1304 76 1055 240 40 90 860 2 90 600 6 1540
14 B 1285 85 1030 255 42 75 800 5 50 590 10 1550
15 B 1296 85 1 100 210 40 93 850 2 120 600 3 1280
16 B 1298 82 1090 200 40 93 900 1 120 580 3 1275
Tabelle 2a
TW Ahv TVW t_1 t_2 Ahf TEW BB
Nr. Stahl t_P dT HT BD
[°C] [%] [°C] [s] [s] [%] [°C] [s] [K/s] [°C] [mm] [mm]
17 B 1206 82 1067 205 40 93 870 1 120 610 3 1275
18 C 1289 85 1040 260 45 75 800 6 50 550 10 1550
19 C 1291 85 1090 235 42 85 880 2 90 605 6 1535
20 C 1214 82 1070 230 40 91 865 2 100 600 4 925
21 D 1290 85 1090 205 40 93 890 1 120 620 3 1280
22 D 1285 82 1080 200 40 93 900 1 120 575 3 1275
23 E 1290 76 1060 260 43 83 800 6 50 598 10 1550
24 E 1290 78 1090 235 40 89 860 3 90 615 6 1535
25 E 1290 80 1040 260 45 76 800 7 50 590 12 1530
26 E 1285 78 1045 260 45 73 822 7 50 570 15 1530
Tabelle 2b
Lage Kerbschlagbiegeversuch,
Zugversuch, längs Gefügeam längs bestand¬
Nr. Stahl Coil ReH Rm A Av-20°C Av-40°C Av-60°C teile
[MPa] [MPa] [%] [J] [J] [J] Vol. %
1 A Anfang 770 852 19,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
2 A Anfang 762 837 17,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
3 A Anfang 749 819 18,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
4 A Anfang 754 818 21 ,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
5 A Anfang 737 809 24,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
6 A Anfang 736 834 20,3 70 44 31 100 Ba nit
7 A Anfang 739 842 15,7 81 62 31 100 Ba nit
8 A Anfang 716 817 17,2 62 40 31 100 Ba nit
9 A Anfang 733 832 23,5 79 68 65 100 Ba nit
10 B Anfang 750 852 16,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
1 1 B Anfang 752 841 22,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
12 B Anfang 736 829 20,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
13 B Anfang 734 860 17,0 99 48 33 100 Ba nit
14 B Anfang 717 846 18,0 84 58 30 100 Ba nit
15 B Anfang 782 864 23,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
16 B Anfang 779 857 24,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
17 B Anfang 720 819 23,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
18 C Anfang 705 813 19,1 97 73 30 100 Ba nit
19 C Anfang 718 783 24,0 80 60 31 100 Ba nit
20 C Anfang 710 790 24,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
21 D Anfang 720 850 22,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
22 D Anfang 760 823 22,0 n.b. n.b. n.b. 100 Ba nit
23 E Anfang 712 820 20,0 97 73 30 100 Ba nit
24 E Anfang 713 825 23,0 80 60 31 100 Ba nit
25 E Anfang 733 809 21 ,0 72 53 42 100 Ba nit
26 E Anfang 727 821 19,2 83 76 67 100 Ba nit
"n.b." = "nicht bestimmt"
Tabelle 3

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Verfahren zur Erzeugung eines Stahlflachprodukts mit einer Streckgrenze von mindestens 700 MPa und mit einem zu mindestens 70 Vol.-% bainitischen Gefüge, umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer Stahlschmelze, die (in Gew % ) cLU S
C: 0,05 - 0,08 %
Si : 0,015 - 0,500
Mn : 1, 60 - 2,00 %
P: bis zu 0,025 %,
S: bis zu 0,010 %,
AI: 0, 020 - 0,050
N: bis zu 0,006 %,
Cr: bis zu 0,40 %,
Nb: 0, 060 - 0,070
B: 0,0005 - 0,0025
Ti : 0, 090 - 0,130
sowie aus technisch unvermeidbaren Verunreinigungen, zu denen bis zu 0,12 % Cu, bis zu 0,100 % Ni, bis zu 0,010 % V, bis zu 0,004 % Mo und bis zu 0,004 % Sb gehören,
und
als Rest aus Eisen
besteht ; b) Vergießen der Schmelze zu einer Bramme; c) Wiedererwärmen der Bramme auf eine
Wiedererwärmungstemperatur von 1200 - 1300 °C; d) Vorwalzen der Bramme bei einer 950 - 1250 °C
betragenden Vorwalztemperatur und einer über das Vorwalzen erzielten Gesamtstichabnahme von mindestens 50 %; e) Fertigwarmwalzen der vorgewalzten Bramme, wobei das Fertigwarmwalzen bei einer Warmwalzendtemperatur von 800 - 880 °C beendet wird; f) innerhalb von höchstens 10 s nach dem Fertigwarmwalzen einsetzendes intensives Kühlen des fertig
warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 40 K/s auf eine 550 - 620 °C betragende Haspeltemperatur; g) Haspeln des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts.
2. Verfahren nach Anspruch 1, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s für das nach der Formel
CE = %C + %Mn/6+ (%Cr+%Mo+%V) /5+ (%Cu+%Ni) /15 mit %C = jeweiliger C-Gehalt in Gew.-%,
%Mn = jeweiliger Mn-Gehalt in Gew.-%,
%Cr = jeweiliger Cr-Gehalt in Gew.-%,
%Mo = jeweiliger Mo-Gehalt in Gew.-%,
%V = jeweiliger V-Gehalt in Gew.-%,
%Cu = jeweiliger Cu-Gehalt in Gew.-%,
%Ni = jeweiliger Ni-Gehalt in Gew.-%, berechnete Kohlenstoffäquivalent CE der im Arbeitsschritt a) erschmolzenen Stahlschmelze gilt:
CE < 0,5 Gew.-%
3. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Wiedererwärmungstemperatur 1250 - 1300 °C beträgt.
4. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s in einem zwischen dem Wiedererwärmen (Arbeitsschritt c) ) und dem Vorwalzen (Arbeitsschritt d) ) durchlaufenen
Arbeitsschritt c') auf der jeweils verarbeiteten Bramme haftender Primärzunder entfernt wird.
5. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Transportzeit, die für den Transport der Bramme von der jeweils zuvor durchlaufenen Arbeitsstation
(Arbeitsschritt c) oder optional Arbeitsschritt c')) bis zum Fertigwarmwalzen (Arbeitsschritt e) ) vergeht, auf maximal 300 s beschränkt ist.
6. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die zwischen dem Vorwalzen (Arbeitsschritt d) ) und dem
Fertigwarmwalzen (Arbeitsschritt e) ) vergehende
Verweilzeit höchstens 50 s beträgt.
7. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Abkühlgeschwindigkeit bei der Abkühlung im Arbeitsschritt f) höchstens 150 K/s beträgt.
8. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Dicke des nach dem Warmwalzen erhaltenen
warmgewalzten Stahlflachprodukts 3 — 15 mm beträgt.
9. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Streckgrenze der nach dem Haspeln erhaltenen
warmgewalzten Stahlflachprodukte 700 - 850 MPa beträgt.
10. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Bruchdehnung der nach dem Haspeln erhaltenen
warmgewalzten Stahlflachprodukte mindestens 12 % beträgt.
11. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Zugfestigkeit der nach dem Haspeln erhaltenen
warmgewalzten Stahlflachprodukte 750 - 950 MPa beträgt.
12. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Kerbschlagarbeit der nach dem Haspeln erhaltenen
warmgewalzten Stahlflachprodukte bei -20 °C im Bereich von 50 - 110 J liegt.
13. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die nach dem Haspeln erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte ein bis auf technisch unvermeidbare sonstige Gefügebestandteile ausschließlich bainitisches Gefüge besitzen.
Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s der mittlere Korndurchmesser des Gefüges der nach dem Haspeln erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte höchstens 20 ym beträgt.
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