DE102018132816A1

DE102018132816A1 - Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten profilierten Warmbanderzeugnissen

Info

Publication number: DE102018132816A1
Application number: DE102018132816.8A
Authority: DE
Inventors: Wolfgang Ernst; Helmut Spindler
Original assignee: Voestalpine Stahl GmbH
Current assignee: Voestalpine Stahl GmbH
Priority date: 2018-12-19
Filing date: 2018-12-19
Publication date: 2020-06-25
Also published as: US20220010404A1; EP3899059A1; WO2020127555A1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von thermo-mechanisch hergestellten und profilierten bzw. umgeformten Warmbanderzeugnissen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, wobei die Stahllegierung so eingestellt ist, dass eine Rekristallisation auch während des Warmwalzens unterdrückt ist, wobei die erschmolzene Stahllegierung in Brammen gegossen wird und die Brammen nach einer Aufheizung oberhalb Ac3 bis zu einem gewünschten Umformgrad einer gewünschten Banddicke warmgewalzt werden, wobei das Band nach dem Walzen abgekühlt wird und zum Zwecke des Härtens bzw. Härtens und Anlassens aufgeheizt und wieder abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen mit einer Temperatursteigerung von mehr als 100 K/s stattfindet und bei einer gewünschte Zieltemperatur von 0,5 bis 60 s gehalten wird und dann eine Abkühlung erfolgt.

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten und profilierten bzw. umgeformten Warmbanderzeugnissen nach dem Oberbegriff des Anspruchs 1.
Als Warmband wird ein Stahlband bezeichnet, welches dadurch hergestellt wird, dass zunächst eine Stahlschmelze einer gewünschten Legierung nebst unvermeidlichen Verunreinigungen, die dem Stahlschmelzprozess immanent sind, in der Regel in einem Konverter erschmolzen wird. Die Schmelze wird üblicherweise anschließend in eine metallurgische Pfanne gegeben, in der eine schmelzmetallurgische Weiterverarbeitung, insbesondere Legierungseinstellung, erfolgt. Zudem werden im Konverter die unterschiedlichsten Frischverfahren durchgeführt, um unerwünschte Begleitelemente zu reduzieren.
Anschließend wird der Stahl aus der Pfanne üblicherweise über eine Verteilerrinne einer Stranggussanlage aufgegeben, in der der flüssige Stahl zu einem theoretisch endlosen Brammenband vergossen wird. Das erstarrte Stahlband wird in der Stranggussanlage zu sogenannten Brammen geschnitten, die tafelförmig ausgebildet sind, bei einer Dicke von mehreren Dezimetern, einer Breite von beispielsweise 1,5 m und einer Länge von beispielsweise 6 m bis 12 m.
Derartige Brammen sind anschließend in Walzstraßen weiter verarbeitbar.
Zur Erzeugung eines Warmbandes werden derartige Brammen zunächst in einem Wiedererwärmofen auf die Walztemperatur vorgewärmt und gelangen anschließend in die sogenannte Warm-(breit)-bandstraße.
Die Warmbandstraße besteht aus einer Abfolge von Walzgerüsten, wobei zunächst ein sogenanntes reversierendes Vorgerüst vorhanden ist, in dem die Bramme vorgewalzt wird. Das immer noch sehr heiße, hellglühende Stahlband wird anschließend in die eigentlichen Walzgerüste eingeführt und durchläuft diese Walzgerüste, wobei das Band eine, Zieldicke und Zielbreite bekommt.
Derartige Warmbänder können, nachdem sie aufgehaspelt wurden, entweder als Warmband direkt weiterverarbeitet werden oder über eine Kaltwalzstraße zu Feinblech weiter verarbeitet werden.
Warmband wird jedoch nicht nur für die Weiterverarbeitung zu Feinblech hergestellt, sondern stellt eine eigene Stahlspezialität dar, welche mit Modifikationen direkt weiter verarbeitet werden kann.
Als thermomechanischen Stahl bezeichnet man einen mikrolegierten Stahlwerkstoff, der durch ein thermomechanisches Verfahren hergestellt wird. Beim thermomechanischen Walzverfahren wird eine Endtemperatur in einem bestimmten Bereich eingehalten. Dabei werden Materialeigenschaften des Stahles erreicht, die mit alleiniger Wärmebehandlung nicht zustande kommen. Dieser Vorgang ist nicht wiederholbar. Thermomechanische Stähle haben hohe Festigkeiten und Zähigkeiten und lassen sich sehr gut verarbeiten und besitzen insbesondere eine gute Schweißeignung.
Das thermomechanische Walzen ist ein Verfahren, bei dem bestimmte Gebrauchseigenschaften des Stahles, nämlich in der Regel die Festigkeit und Zähigkeit, durch die Kombination thermischer Einwirkung und plastischer Verformung verbessert werden. Es gibt verschiedene Verfahren, die eine thermische Behandlung und dann eine Umformung enthalten, wobei die Umformung bei hoher und bei niedriger Temperatur unterschieden wird. Ebenso gibt es Verfahren, bei denen bei einer bestimmten Temperatur zunächst umgeformt wird, gefolgt von einer thermischen Behandlung. In thermisch behandelten Stählen werden oft Mikrolegierungselemente zugegeben. Diese sollen während der Warmumformung als Karbide und Nitride ausscheiden, um die Rekristallisation zu hemmen. Dies führt mittels einer Kornveränderung zu besseren mechanischen Eigenschaften. Die Neigung von Titan, hochtemperaturstabile Nitride zu bilden, wird zusätzlich genutzt, um Kornwachstum bei der Austenitisierungsbildung zu verhindern. Schließlich tragen auch noch die später beim Abkühlen gebildeten Ausscheidungen zu einer Teilchenhärtung bei.
Bei normalen thermomechanischen Warmwalzvorgängen wird der Austenit in einem Temperaturbereich dicht oberhalb A₃ verformt (Eisen-Kohlenstoff-Diagramm).
Das Austenitformhärten findet, stahlspezifisch, etwa 500°C unterhalb der Rekristallisationstemperatur im Austenit statt. Dieses wird nach einer Umwandlung zur extrem feinnadeligem Martensit. Bei der thermomechanischen Walzung während der Umformung, beispielsweise in der Perlitstufe, wird die Festigkeit durch Verfeinern des Mikrogefüges und eventuell durch eine Ausscheidungshärtung gesteigert.
Durch thermomechanisches Walzen unter 800°C werden mikrolegierte Feinkornbaustähle zu einer Umwandlung des nicht-kristallisierten Austenits in ein äußerst feinkörniges Ferrit-Perlit-Gefüge gezwungen. Durch eine nachfolgende beschleunigte Abkühlung kann sogar die Umwandlung in Bainit oder Martensit ermöglicht werden, was zu einer weiteren Festigkeitssteigerung führt.
Aus der WO2017/016582 A1 ist ein hochfester Stahl mit hoher Mindeststreckgrenze und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahles bekannt. Dieser Stahl hat eine Zusammensetzung, die wie folgt gefasst ist:

(a) Kohlenstoff: 0,23 bis 0,25 Gew.-%
(b) Silizium: 0,15 bis 0,35 Gew.-%
(c) Mangan: 0,85 bis 1 ,00 Gew.-%
(d) Aluminium: 0,07 bis 0,10 Gew.-%
(e) Chrom: 0,65 bis 0,75 Gew.-%
(f) Niob: 0,02 bis 0,03 Gew.-%
(g) Molybdän: 0,55 bis 0,65 Gew.-%
(h) Vanadium: 0,035 bis 0,05 Gew.-%;
(0) Nickel: 1 ,10 bis 1 ,30 Gew.-%;
(j) Bor: 0,0020 bis 0,0035 Gew.-%;
(k) Kalzium: 0,0007 bis 0,0030 Gew.-%; und wobei der Stahl ggf. weitere Elemente umfasst, wobei für den maximalen Gehalt der weiteren Elemente gilt:
(I) Phosphor: < 0,012 Gew.-% und/oder
(m) Schwefel: < 0,003 Gew.-% und/oder
(n) Kupfer: < 0,10 Gew.-% und/oder
(o) Stickstoff: < 0,006 Gew.-% und/oder
(p) Titan: < 0,008 Gew.-% und/oder
(q) Zinn: < 0,03 Gew.-% und/oder
(r) Wasserstoff: < 2,00 ppm und/oder
(s) Arsen: < 0,01 Gew.-% und/oder
(t) Kobalt: < 0,01 Gew.-%; wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst und wobei
- (i) das Kohlenstoffäquivalent Pcm berechnet werden kann mit $Pcm = [C] + [Si] /30 + [Mn] / 20 + [Cu] /20+ [Ni] /60+ [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 [B];$
  wobei [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], und [B] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für Pcm gilt: $0,38 Gew .-%<Pcm<0,44Gew .-%;$
  und/oder
- (ii) das Kohlenstoffäquivalent Ceq berechnet werden kann mit $Ceq = [C] + [Si] / 24 + [Mn] /6+ [Ni] / 40 + [Cr] /5 + [Mo] / 4 + [V] / 14;$
  wobei [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für Ceq gilt: $0,675 < Ceq < 0,78 Gew .-%;$
  und/oder
- (iii) das Kohlenstoffäquivalent CET berechnet werden kann mit $CET= [C] + ([Mn] + [Mo]) /10+ ([Cr] + [Cu]) / 20 + [Ni] / 40$
  wobei [C], [Mn], [Cr], [Mo], [Cu] und [Ni] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für CET gilt: $0,43 Gew .%<CET<0,49Gew .-%$

Bei der Herstellung wird der Wasserstoffgehalt durch eine Vakuumbehandlung der Stahlschmelze reduziert, wonach die Stahlschmelze zu einer Bramme vergossen wird. Die Bramme wird anschließend auf eine Temperatur im Bereich von 1100 bis 1250° erhitzt, entzundert und anschließend warmgewalzt zu einem Stahlflachprodukt. Das Produkt wird anschließend aufgehaspelt, wobei die Haspeltemperatur mindestens 800°C beträgt, wobei beim Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt die Walzanfangstemperatur im Bereich von 1050°C bis 1250°C liegt und die Endwalztemperatur ≥ 880°C beträgt und wobei für das Pcm gilt: 0,38 Gew.-% < Pcm ≤ 0,44 Gew.-%. Bevorzugt wird das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen einer Härtebehandlung unterzogen, wobei die Härtebehandlung mindestens 40 Kelvin oberhalb der A_c3-Temperatur der Stahllegierung liegt und das Stahlflachprodukt anschließend schnell abgeschreckt wird, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25 K/s beträgt, auf eine unterhalb von 200°C liegt. Die Mindestaustenitisierungstemperatur des Stahlflachproduktes gemäß der WO2017/016582 A1 zur gleichmäßigen Austenitisierung beträgt > oder = 860°C. Geringere Austenitisierungstemperaturen von < 860°C führen in Kombination mit der abgestimmten chemischen Zusammensetzung dieser Stahllegierung zu einer unerwünschten Teilaustenitisierung, die nicht erwünscht ist. Bevorzugt soll die Austenitisierungstemperatur ≤ 920°C betragen, bei höheren Temperaturen das Austenitkornwachstum fördern, was zu einer Verminderung der mechanisch-technologischen Eigenschaften führt. Die optimale Austenitisierungstemperatur soll bei 880°C liegen.
Die EP 2 267 177 A1 offenbart ein hochfestes Stahlblech, welches als Strukturelement in Industriemaschinen verwendet wird und welches einerseits eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen einen verzögerten Bruch und andererseits ein gutes Schweißverhalten aufweisen soll. Dieses Stahlblech besitzt eine Mindeststreckgrenze von 1300 MPa oder höher und eine Zugfestigkeit von 1400 MPa oder höher. Die Dicke dieses Stahlblechs soll gleich oder größer 4,5 mm sein oder gleich oder kleiner 25 mm.
Aus der EP 2 789 699 A1 ist ein hochfestes, warmgewalztes Stahlprodukt und ein Verfahren zur Herstellung desselben bekannt. Das Verfahren umfasst die Schritte des Erschmelzens eines Stahls mit der folgenden Zusammensetzung: C 0,25 bis 0,45 %, Si 0,01 bis 1,5 %, Mn 0,4 bis 3,0 %, Ni 0,5 bis 4 %, Al 0,01 bis 1,2 %, Cr < 2 %, Mo < 1 %, Cu < 1,5 %, V < 0,5 %, Nb < 0,2 %, Ti < 0,2 %, B < 0,01 %, Ca < 0,01 %, Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigung, wobei die Stahlschmelze zu einer Bramme vergossen wird und die Bramme auf eine Temperatur im Bereich von 950 bis 1350° erhitzt wird, gefolgt von einem Wärmeausgleichsschritt, wobei die Bramme anschließend in einem Temperaturbereich von Ar3 bis 1300°C warmgewalzt wird und anschließend direkt abgekühlt wird, wobei die Abkühltemperatur unter der Ms-Temperatur liegt und die Austenitkornstruktur des Stahlprodukts in der Walzrichtung gestreckt ist, so dass das Längen/Breiten-Verhältnis 1,2 beträgt.
Aus der US 2007/0272333 A1 ist ein warmgewalztes Produkt bekannt, welches eine hohe Festigkeit besitzen soll, wobei der Stahl eine Zusammensetzung besitzt mit 0,03 bis 0,1 % Kohlenstoff, 0,2 bis 2 % Silizium, 0,5 bis 2,5 % Mangan, 0,02 bis 0,1 % Aluminium, 0,2 bis 1,5 % Chrom und 0,1 bis 0,5 % Molybdän, wobei zumindest in Längsrichtung 80 Flächen-% eine martensitische Struktur besitzen.
Aus der EP 2 340 897 A1 ist ein thermomechanisches Behandlungsverfahren für Grobbleche bekannt. Dieses Verfahren dient zur Erhöhung der Zähigkeit, insbesondere der Tieftemperaturzähigkeit. Zur Herstellung wird das Grobblech erwärmt, durch Walzen teil- und endumgeformt und gegenüber einer Abkühlung bei Umgebungstemperatur beschleunigt abgekühlt, wobei das für ein Teilumformen auf über A_c3-Temperatur erwärmte Grobblech nach seinem Endumformen beschleunigt abgekühlt wird. Um besondere Zähigkeitswerte zu erreichen, wird das Grobblech zwischen der Teil- und der Endumformung beschleunigt auf unter ar3-Temperatur abgekühlt und anschließend induktiv auf über A_c3-Temperatur erwärmt.
Aus der CA 2 845 471 ist ein gerolltes Stahlrohr bekannt, welches aus einer Mehrzahl von geschweißten Bändern hergestellt wird, wobei das Rohr metallische Basisbereiche, Schweißstöße und Wärmeeinflusszonen umfasst, und eine Zugfestigkeit von mehr als 80 ksi besitzt, wobei neben Eisen 0,17 bis 0,35 Gew.-% Kohlenstoff, 0,3 bis 2 Gew.-% Mangan, 0,1 bis 0,3 Gew.-% Silizium, 0,01 bis 0,04 Gew.-% Aluminium, bis 9,01 % Schwefel und bis 0,015 Gew.-% Phosphor enthalten sein können, wobei die Mikrostruktur mehr als 90 Volumen-% getemperten Martensits enthält, wobei die Mikrostruktur über alle Bereiche, nämlich die metallischen Basisbereiche, die Schweißstöße und die Wärmeeinflusszonen homogen sein soll, wobei die Mikrostruktur eine einheitliche Verteilung von Karbiden besitzen soll. Ferner können bis 1 % Chrom, 0,5 Gew.-% Molybdän, 0,003 Gew.-% Bor, bis 0,03 Gew.-% Titan, bis 0,5 % Kupfer, bis 0,5 % Nickel, bis 0,1 Gew.-% Niob, 0,15 Gew.-% Vanadium und 0,05 Gew.-% Kalzium bei einem maximalen Sauerstoffgehalt von 0,005 Gew.-% enthalten sein.
Insgesamt sind aus dem Stand der Technik warmgewalzte ultrahochfeste bzw. verschleißbeständige Stähle für alle möglichen Anwendungsformen bekannt, welche über eine hohe Festigkeit bei einer hohen Zähigkeit und einer guten Verarbeitbarkeit verfügen. Hierbei werden derartige Erzeugnisse als Breitbandbleche bzw. Tafelware zur Verfügung gestellt, wobei diese insbesondere auf Breitbandstraßen erzeugt werden. Die verwendeten Walzverfahren sind das konventionelle Warmwalzen (WW) und das thermo-mechanische Walzen (TM). Derartige, in konventionellen Warmwalzverfahren oder im thermomechanischen Walzverfahren hergestellte Warmbänder werden nach dem Walzen entweder durch langsames Abkühlen oder Abschrecken bzw. Direkthärten (DQ) hergestellt.
Rohre oder Profile können ebenfalls im Walzverfahren hergestellt werden, wobei entweder Nahtlos-Rohrwalzwerke zum Einsatz kommen oder sogenannte Rollprofilierstraßen. Die angewendeten Formgebungsverfahren hierbei sind das konventionelle Warmwalzen, das thermo-mechanische Walzen und das Rollprofilieren. Auch bei derartigen Rohren kommt es zu einer nachträglichen Wärmebehandlung, wobei diese Wärmebehandlung entweder ein konventionelles Härten, also eine Rohrhärtung, ein konventionelles Vergüten, also eine Rohrvergütung und lokale Schweißnahtnachbehandlungen nach Schweißprozessen sind, wobei induktive Wärmebehandlungen für das Normalisieren das Härten und Vergüten nicht unbekannt sind.
Bei Bändern, Blechen und Tafelware wird ebenfalls eine nachträgliche Wärmebehandlung durchgeführt, wobei dies ebenfalls entweder ein konventionelles Härten, z. B. Tafelhärtung, oder ein konventionelles Vergüten, z. B. Tafelvergütung, ist, wobei das Anlassen auch als Tafelglühung oder Haubenglühen durchgeführt werden kann. Ebenfalls werden hier die unterschiedlichsten Schweißprozesse durchgeführt, wobei lokale Schweißnahtnachbehandlungen üblich sind.
Aus den bisherigen Verfahren zur Wärmebehandlung derartiger Stahlgüten bzw. Stahlprodukte ergeben sich Probleme. Das konventionelle Härten bzw. Vergüten kann grundsätzlich nur bei Stückgut durchgeführt werden. Hierbei handelt es sich um zugeschnittene Bleche, oder abgelängte Rohre oder Profile. Grundsätzlich ist dies recht aufwändig und damit auch kostenintensiv. Derart konventionell gehärtete Produkte haben häufig höhere Legierungsgehalte, insbesondere C-Gehalte, die sich negativ auf die Schweißeignung auswirken.
Darüber hinaus ist ein bekanntes Problem, dass geschweißte Produkte über die Wärmeeinflusszonen inhomogene Eigenschaften im Bereich der Schweißnaht besitzen.
Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten und profilierten Warmbanderzeugnissen zu schaffen, welche gegenüber konventionell hergestellten thermo-mechanischen Warmbanderzeugnissen über herausragende Festigkeits- Zähigkeits-Kombinationen und ein feines isotropes Gefüge verfügen.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten und profilierten Warmbanderzeugnissen mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeichnet.
Alle %-Angaben und im Verlauf der folgenden Beschreibung sind, sofern nicht ausdrücklich anders angegeben, in Gewichts-%.
Beim TM-Walzen erfolgt ein wesentlicher Teil der Umformung unterhalb der Rekristallisationsstopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in und gezeigt, gestreckt wird. Im Vergleich zum konventionellen Warmwalzen liegt nach dem TM-Walzen ein feineres Endgefüge mit einer größeren Versetzungsdichte vor. Das feinere Korn und die erhöhte Versetzungsdichte bewirken eine Steigerung der Festigkeit. Die feinere Kornstruktur bewirkt gleichzeitig auch eine Steigerung der Zähigkeit.
Durch TM-Walzen kann somit bei gleicher Legierungszusammensetzung die Festigkeit gesteigert werden oder bei gleichem Festigkeitsniveau Legierungsbestandteile eingespart werden. Durch die Reduktion der Legierungsbestandteile insbesondere von Kohlenstoff kommt es zu einer Verbesserung der Schweißeignung.
Das erfindungsgemäße Warmbandprodukt besitzt ein überwiegend martensitisches Gefüge, welches aus globularen, feinen Austenitkörnern entstanden ist und dadurch homogene isotrope Eigenschaften aufweist. Dies gilt auch für vorhanden Schweißnähte. Hierzu wird ein Warmband thermo-mechanisch gewalzt und direkt gehärtet hergestellt, so dass aus einem gestreckten Austenitkorn mit einer homogenen Kohlenstoffverteilung ein überwiegend martensitisches Gefüge gebildet wird.
Erfindungsgemäß wird jedoch die Wärmebehandlung anders als bisher als Kurzzeitwärmebehandlung durchgeführt. Die erfindungsgemäße Kurzzeitwärmebehandlung kann hierbei ein induktives Härten oder ein induktives Vergüten (Härten und Anlassen) sein. Für die Kurzzeitwärmebehandlung sind jedoch alle Erwärmungsformen geeignet, die ein kurzzeitiges, schnelles Erwärmen ermöglichen, wobei zumindest einmal gehärtet wird und das Anlassen optional ist. Hierfür wird ein globulares, feines Austenitkorn erzielt, das nach Umwandlung in überwiegend martensitisches Gefüge maximale Festigkeit- und Zähigkeitswerte besitzt.
Unter einer Kurzzeitwärmebehandlung wird nach der Erfindung zum Beispiel ein Härten verstanden, welches ein- oder mehrfach durchgeführt wird, wobei die Aufheizraten je nach Querschnitt des aufzuheizenden Gutes bis zu 1000 K/s liegen, wobei diese Aufheizrate mit zunehmenden Querschnitt abnehmen kann. Die maximale Temperatur liegt hierbei oberhalb A_c3 , was bedeutet, 800°C bis 1000°C, insbesondere 820°C bis 970°C. Die Haltezeit, bei der die Maximaltemperatur gehalten wird, beträgt 0,5 bis 60 Sekunden, wobei abschließend eine Abkühlung durchgeführt wird, wobei die Abkühlraten zwischen 10 K/s und bis über 60 K/s liegen.
Ein optionales Anlassen wird bei Temperaturen unter A_c1 durchgeführt, wobei die Temperaturen insbesondere zwischen 300°C und 700°C liegen.
Zur Verbesserung der Schweißnahteigenschaften kann eine Anlasstemperatur von zwischen 500°C und 700°C vorteilhaft sein, jedoch zur Streckgrenzenerhöhung eine niedrigere Anlasstemperatur von 300°C bis 450°C besonders vorteilhaft sein.
Für das erfindungsgemäße Verfahren ist insbesondere ein Stahl geeignet, der die folgende Zusammensetzung besitzt (alle Werte in Gew.-%):

0,03 bis 0,22 % Kohlenstoff,
0,0 bis 2,0 % Silizium,
0,5 bis 3,0 % Mangan,
0,02 bis 1,2 % Aluminium,
0 bis 2,0 % Chrom,
0 bis 2,0 % Nickel,
0,0 bis 1,0 % Molybdän,
0,0 bis 1,5 % Kupfer,
0 bis 0,02 % Phosphor,
0 bis 0,01 % Schwefel,
0 bis 0,008 % Stickstoff,
0 bis 0,005 % Bor,
0,0 bis 0,2 % Niob,
0,0 bis 0,3 % Titan,
0,0 bis 0,5 % Vanadium

Insbesondere geeignet ist folgende Legierungszusammensetzung (alle Werte in Gew.-%):

0,055 bis 0,195 Kohlenstoff,
0,0 bis 0,3 % Silizium,
1,4 bis 2,3 % Mangan,
0,02 bis 0,6 % Aluminium,
0 bis 2 % Chrom, 0 bis 2 % Nickel,
0,0 bis 0,42 % Molybdän,
0,0 bis 0,5 % Kupfer,
0 bis 0,008 % Phosphor,
0 bis 0,0015 % Schwefel,
0 bis 0,007 % Stickstoff
0 bis 0.005 % Bor,
0.0 bis 0.2 % Niob,
0.0 bis 0.3 % Titan,
0.0 bis 0.5 % Vanadium

Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass ultrahochfeste, profilierte Warmbanderzeugnisse mit deutlich verbesserten Eigenschaften bezüglich der Zähigkeit und der Isotropie erzeugt werden können, wobei eine gute Weiterverarbeitbarkeit und insbesondere eine gute Schweißeignung vorhanden ist und konventionell vergütete Profile hier ersetzt werden können. Dies betrifft insbesondere geschlossene, geschweißte und offene Profile, wobei als zusätzlicher Vorteil vorhanden ist, dass auf eine Stückhärtung oder Stückvergütung verzichtet werden kann und derartige Bauteile durch die ultraschnelle Erwärmung auch inline wärmebehandelt werden können.
Durch den Prozessschritt bzw. Fertigungsschritt Schweißen kommt es aufgrund der eingebrachten Energie (Wärme und / oder Druck) zu einer lokalen Veränderung des Gefüges und der mechanischen Eigenschaften. Produkte weisen somit im Bereich der Schweißnaht inhomogene Eigenschaften auf.
Wird im Zuge der Fertigung die erfindungsgemäße Kurzzeitwärmebehandlung nach einem Prozessschritt „Schweißen“ angewandt kommt es, wie in für einen Schmelzschweißprozess dargestellt, zu einer Homogenisierung der Mikrostruktur im Schweißnahtbereich. Die Mikrostruktur des Schweißnahtbereiches und auch seine mechanischen Eigenschaften werden somit an die des restlichen Produktes angeglichen.
Dies gilt sowohl für Schmelzschweißverbindungen wie z. B. Laserschweißen als auch Pressschweißverbindungen wie z. B. Hochfrequenz-Schweißen.
Bei Rohren können die relativ günstig herstellbaren geschweißten Rohre als Ersatz für nahtlose Konstruktionsrohre verwendet werden, wobei ein geringer Fertigungsaufwand vorhanden ist und engere Dickentoleranzen garantiert werden können.
Besonders deutlich werden die Vorteile, wenn man der konventionellen Wärmebehandlung die neue Kurzzeitwärmebehandlung gegenüberstellt.
Bei der konventionellen Härtung werden die Stahlprodukte auf größer A_c3 z.B. 920°C erhitzt und dort im Minutenbereich gehalten (z.B. 10 Minuten) sodann beschleunigt gekühlte. Bei der konventionellen Vergütung erfolgt nach dem Härtungsschritt eine Anlassbehandlung, wobei die Temperatur unter A_c1 z.B. bei 570°C und die Anlassdauer im Minutenbereich (z. B. 15 Minuten) liegen.
Bei der erfindungsgemäßen Kurzzeitwärmebehandlung erfolgt die Härtung bei z. B. 950°C, wobei jedoch nur z. B. eine Sekunde Haltezeit vorhanden ist, während bei der Vergütung die erste Wärmebehandlung bei zB 950°C für z. B. eine Sekunde und der Vergütungsschritt bei z. B. 650°C ebenfalls für z. B. eine Sekunde stattfindet.
Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:

1 den Einfluss des konventionellen Warmwalzens auf das Gefüge;
2 den Einfluss des thermomechanischen Walzens auf das Gefüge;
3 der Unterschied in der Mikrostruktur zwischen rekristallisiertem Austenit und nicht-rekristallisiertem Austenit;
4 die Stahlphasen, ausgehend von den gefahrenen Temperaturkurven;
5 der Vergleich der Wärmebehandlungsrouten bei einem thermomechanisch gewalzten und konventionell vergüteten Produkt, bei einem thermomechanisch gewalzten Produkt und bei einem thermomechanisch gewalzten Produkt nach der Erfindung;
6a/6b die zu den nicht erfindungsgemäßen Behandlungsrouten gemäß 5 dazugehörigen Temperaturzeitverläufen und die sich schließlich einstellenden Gefügen;
7 ein Detail des Gefüges bei einem thermomechanisch gewalzten und angelassenen Stahl nach der erfindungsgemäßen Kurzzeitwärmebehandlung;
8 ausgewählte Eigenschaften eines erfindungsgemäß wärmebehandelten Stahls (Werkstoff A) im Gegensatz zu konventionell wärmebehandelten Stählen;
9 ausgewählte Eigenschaften eines erfindungsgemäß wärmebehandelten Stahls (Werkstoff B) im Gegensatz zu konventionell wärmebehandelten Stählen;
10a die möglichen Temperaturzeitverläufe bei dem erfindungsgemäßen Verfahren mit dem sich bei den einzelnen Herstellungsschritten ergebenden Gefüge;
10b die möglichen Temperaturzeitverläufe bei dem erfindungsgemäßen Verfahren mit dem sich bei den einzelnen Herstellungsschritten ergebenden Gefüge bei Schweißverbindungen.

Erfindungsgemäß wird zur Steigerung der Eigenschaften Zähigkeit und Isotropie sowie weiterer Eigenschaften Stahl thermomechanisch gewalzt.
Gemäß 1 sind konventionell warmgewalzte Stähle, Stähle bei denen das Walzgut zunächst auf die Warmverformungstemperatur erhitzt und anschließend gewalzt wird, wodurch das unverformte Korn in Walzrichtung gelenkt wird, wobei bereits beim Walzen nach jedem Walzstich eine Rekristallisation stattfindet, an deren Ende das jeweilige Austenitkorn globular ausgebildet ist.
Im Gegensatz dazu sind beim thermomechanisch gewalzten Stählen höhere Gehalte von Karbidbildnern enthalten, die bereits beim Warmwalzen Ausscheidungen bilden. Die Ausscheidungen bzw. die gelösten Mikrolegierungselemente verzögern bzw. unterdrücken die Rekristallisation nach den Walzstichen. Dem entsprechend kommt es nicht zu einer Rekristallisation und einem entsprechenden Kornwachstum, so dass gemäß 2 ein globulares Gefüge gemäß 1 nicht ausgebildet wird, sondern der Austenit in gestreckter Form vorliegt.
In 3 erkennt man die unterschiedlichen Austenitausbildungen dargestellt, einerseits der globulare rekristallisierte Austenit (oben) und andererseits der gestreckte, nicht rekristallisierte Austenit (unten)..
Der Unterschied zwischen den normalisierten gewalzten Stählen mit dem globularen rekristallisierten Austenitkorn einerseits und den thermomechanisch gewalzten Stählen mit dem nicht-globularen, gestreckten und verformten Austenitkorn ist, dass das Austenitkorn des thermomechanisch gewalzten Stahls nach der Umwandlung ein viel feineres Gefüge ergibt.
Dem entsprechend hat die Umformung wesentliche Auswirkungen auf das Gefüge und die Eigenschaften, wobei die Eigenschaften durch die Wärmebehandlung alleine nicht erreichbar sind.
Die verwendeten thermomechanisch gewalzten Stähle sind sogenannte mikrolegierte Stähle.
Aus 4 erkennt man schematisch, wie aus dem Austenitbereich über unterschiedliche Kühlkurven auch unterschiedliche Gefüge bzw. Mikrostrukturen erreicht werden können. So zeigt sich dort, dass über unterschiedliche Kühlwege martensitische Stähle, Komplexphasenstähle, Dualphasenstähle und ferritisch-bainitische Stähle erreichbar sind.
Herkömmliche bisherige Wärmebehandlungsrouten sind in 5, Zeile 1 und 2 dargestellt. Beispielsweise das thermomechanische Walzen und ein konventioneller Vergütungsschritt (eine Tafelvergütung), der für Bleche verwendet wird und das thermomechanische Walzen, das mit einem Direkthärtungsschritt (DQ) und einem Anlassschritt (A) kombiniert werden kann).
Das erfindungsgemäße Verfahren (5, letzte Zeile) sieht ein thermomechanisches Walzen, eine optionale Direkthärtung (mit einem optionalen Anlassschritt) und anschließend zumindest einen sehr kurzzeitigen, beispielsweise induktiven Härtungs- oder Vergütungsschritt vor.
Die Temperaturzeitverläufe nach dem Stand der Technik sind in den 6a und 6b gezeigt.
Die Unterschiede in den Gefügen erkennt man im Vergleich zu bekannten Gefügen nach 6a und 6b und dem erfindungsgemäß erzeugten Gefüge nach 10a. Das Gefüge des erfindungsgemäß behandelten, thermomechanisch gewalztem und kurzzeitwärmebehandelten Stahls unterscheidet sich deutlich von dem der konventionell behandelten Stähle, wobei insbesondere die geringere Größe und isotropere Form der Kornstruktur auffällt.
Grundsätzlich soll der Vergütungsschritt noch einmal erläutert werden, wobei der konventionelle Vergütungsschritt in der 6a dargestellt ist.
Beim konventionellen Vergüten wird ein Produkt in einem Wiedererwärmofen zunächst aufgeheizt und dann thermomechanisch gewalzt und vollständig abgekühlt.
Zum Vergüten wird anschließend erneut auf ca. 900°C aufgeheizt und anschließend eine rasche Abkühlung in Wasser durchgeführt und anschließend ein Anlassschritt bei ca. 600°C durchgeführt mit einer nachfolgenden Abkühlung an Luft.
Die konventionellen, nicht erfindungsgemäßen Wärmebehandlungen sind somit das konventionelle Härten (H) bzw. die Tafelhärtung, das konventionelle Vergüten (H+A) bzw. die Tafelvergütung, das konventionelle Anlassen (A) als Tafelglühung bzw. Haubenglühung.
Beim konventionellen Härten oder Vergüten kann nur Stückgut behandelt werden, was relativ aufwändig ist. Beim konventionellen thermomechanischen Walzen wird durch die Streckung des Gefüges eine Anisotropie der Eigenschaften erzeugt, wobei eine Tafelglühung sehr gute Festigkeits/Zähigkeitsverhältnisse schaffen kann, jedoch nur Tafeln und kein Band wärmebehandelt werden können.
Die erfindungsgemäße Lösung sieht ein thermomechanisch hergestelltes Warmband (TM+DQ) vor, welches ein gestrecktes Austenitkorn und eine homogene Kohlenstoffverteilung im Mikrogefüge zur Folge hat.
Im Gegensatz zu konventionellen Verfahren werden aber die nachfolgenden Wärmebehandlungen (H_KZ , A_KZ ) als Kurzzeitwärmebehandlung durchgeführt.
Im Gegensatz zum Stand der Technik wird bei der erfindungsgemäßen Aufheizung, wie in den vorangegangenen beschriebenen Figuren gezeigt, kurzzeitig schnell erwärmt, wobei die Wärmequelle zum Beispiel eine induktive Aufheizung sein kann, aber nicht muss.
Erfindungsgemäß kann zumindest einmal gehärtet und einmal optional angelassen werden. Hieraus resultiert ein globulares feines Austenitkorn mit einer maximierten Festigkeit und einer maximierten Zähigkeit.
Das Härten kann erfindungsgemäß ein- oder zweimal durchgeführt werden, wobei die Aufheizraten mit 100 bis 1000° K/s sehr hoch sind, wobei die maximale Temperatur auf > Ac₃ eingestellt wird. Erfindungsgemäß sind dies 800°C bis 1000°C, insbesondere zwischen 820 und 970°C. Die Haltezeit ist gegenüber dem Stand der Technik ausgesprochen kurz und kann von 0,5 bis 60 Sekunden betragen und insbesondere von 0,5 bis 5 Sekunden.
Die anschließenden Abkühlraten werden mit > 10° K/s bis über 60° K/s eingestellt.
Das optionale Anlassen wird bei einer maximalen Temperatur unterhalb Ac₁ durchgeführt, was üblicherweise 300°C bis 700°C sind. Zur Vermeidung einer Erweichungszone bei nachfolgenden Schweißprozessen kann eine Anlasstemperatur von zwischen 500°C und 700°C vorteilhaft sein, jedoch zur Streckgrenzenerhöhung eine niedrigere Anlasstemperatur von 300°C bis 450°C besonders vorteilhaft sein.
Die erfindungsgemäßen Kurzzeitwärmebehandlungen sind somit einerseits Härte- oder Vergütungsbehandlungen.
In 7 erkennt man, dass ein thermomechanisch gewalzter, direkt gehärteter und angelassener Stahl ein gestrecktes Gefüge hat, während der erfindungsgemäß hergestellte Stahl (TM+DQ+A+H_KZ/H_KZ+A_Kz) ein isotropes globulares Gefüge zeigt.
Das Gefüge besteht hiermit 90 % aus Martensit (nicht angelassen oder angelassen), wobei der Rest Austenit und Bainit ist. Das ehemalige Austenitkorn ist globular, wobei die Korngröße unter 20 µm und insbesondere unter 10 µm beträgt.
8 und 9 zeigen beispielhaft für zwei Legierungszusammensetzungen die erzielbare Eigenschaften in Abhängigkeit der Wärmebehandlungsrouten und -parameter.
Wird ein Stahl mit der in 8 dargestellten chemischen Zusammensetzung konventionell vergütet (austenitisiert bei 920°C für 10 Minuten und angelassen bei 570°C für 35 Minuten), liegt die R_p0,2 bei 879 MPa, die R_m bei 934 MPa und die Kerbschlagarbeit bei 23 Joule.
Bei der Herstellungsroute thermomechanisch gewalzt, direkt gehärteter und angelassen liegen die mechanischen Kennwerte bei 983 MPa für R_p0,2 , 1013 MPa für R_m und 53 Joule bei der Kerbschlagbiegearbeit.
Dem gegenüber wird beim gleichen Material, jedoch bei der Anwendung der erfindungsgemäßen Kurzzeitwärmebehandlung bei 850°C für 1 Sekunde und zum Beispiel weiteren 400°C ebenfalls nur für 1 Sekunde ein R_p0,2-Wert von 1074 MPa bei einer gleichzeitig hohen Zugfestigkeit von 1200 MPa und einer Kerbschlagbiegearbeit von 138 Joule erreicht.
Dies bedeutet, dass die Eigenschaften in allen Bereichen extrem angehoben werden konnten.
Aus 9 erkennt man, dass bei einer anderen Legierungslage und den Vergleich der erzielbaren Werte wiederum die Kurzzeitwärmebehandlung zu optimalen Eigenschaftskombinationen führt.
Hierbei wurden unterschiedliche Wärmebehandlungstemperaturen gewählt, so dass beim Vergüten einmal mit 850°C für 1 Sekunde und 550°C für 1 Sekunde vergütet wurde und anschließend bei 850°C und bei 400°C für 1 Sekunde. Bei der niedrigeren zweiten Kurzzeitwärmebehandlung sinkt zwar die Kerbschlagzähigkeit, jedoch steigen die Werte für R_p0,2 und R_m an.
In 10a erkennt man den Temperaturzeitverlauf nach einer möglichen Ausführungsform der Erfindung zusammen mit den sich einstellenden Gefügen.
Zunächst erkennt man, dass beim thermomechanischen Walzen ein gestrecktes Austenitkorn erzielt wird, welches sich durch das Direkthärten in ein martensitisches Korn umwandelt, wobei gegebenenfalls eine Anlassbehandlung durchgeführt wird.
Durch die möglichen Kurzzeitwärmebehandlungen wird dieses langgestreckte und aufgrund der thermomechanischen Behandlung und Direkthärtung mit Versetzungen angereicherte Korn in ein feines, globulares Korn umgewandelt.
Bei dem erfindungsgemäßen thermomechanischen Walzen, wobei die anschließenden Wärmebehandlungen als Kurzzeitwärmebehandlungen durchgeführt werden, ist von Vorteil, dass ein Gefüge mit verbesserten Eigenschaften erzielt wird, wobei die Kurzzeitwärmebehandlungen es zudem erlauben, dass diese Wärmebehandlungsverfahren inline durchgeführt werden können,
Durch den Prozessschritt bzw. Fertigungsschritt Schweißen kommt es aufgrund der eingebrachten Energie (Wärme und / oder Druck) zu einer lokalen Veränderung des Gefüges und der mechanischen Eigenschaften. Produkte weisen somit im Bereich der Schweißnaht inhomogene Eigenschaften auf.
Wird im Zuge der Fertigung die erfindungsgemäße Kurzzeitwärmebehandlung nach einem Prozessschritt „ Schweißen“ angewandt kommt es, wie in für einen Schmelzschweißprozess dargestellt, zu einer Homogenisierung der Mikrostruktur im Schweißnahtbereich. Die Mikrostruktur des Schweißnahtbereiches und auch seine mechanischen Eigenschaften werden somit an die des restlichen Produktes angeglichen.
Dies gilt sowohl für Schmelzschweißverbindungen wie z.B. Laserschweißen als auch Pressschweißverbindungen wie z.B. Hochfrequenz-Schweißen.
Die Erfindung wird anhand eines Beispiels näher erläutert:

Das erfindungsgemäße Produkt wird hergestellt indem zunächst eine Stahlschmelze mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung insbesondere der in oder angegebenen chemischen Zusammensetzung im Stahlwerk erschmolzen und nach der sekundärmetallurgischen Behandlung in einer Stranggussanlage zu einer Bramme vergossen wird.

Die Bramme wird anschließend auf eine Temperatur im Bereich von 1100°C bis 1300°C, insbesondere 1200°C bis 1260°C erhitzt, entzundert und anschließend zu einem Stahlband thermomechanisch warmgewalzt, wobei beim Warmwalzen der Bramme die Walzanfangstemperatur im Bereich von 1000°C bis 1250°C liegt und die Walzendtemperatur bei größer 800°C insbesondere zwischen 830°C und 930°C liegt. Dabei erfolgt ein wesentlicher Teil der Umformung unterhalb der Rekristallisationsstopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in gezeigt, gestreckt wird. Das Stahlband wird nach dem Warmwalzen von Walzendtemperatur mittels Wasserbeaufschlagung auf Haspeltemperatur abgekühlt und aufgehaspeit. Die Haspeltemperatur liegt im vorliegenden Beispiel unterhalb der Martensitstarttemperatur das ist kleiner 500°C insbesondere kleiner 250°C und wird mit einer Abkühlrate von größer 25°C/s, insbesondere zwischen 40°C/s und 100°C/s, erreicht.
Das Stahlband wird optional mit oder ohne vorgelagertem Zuschnitt (z.B. Quer- oder Längsteilen) einer Wärmebehandlung unterworfen, wobei die Temperatur Werte unter der A1 Temperatur insbesondere unter 700°C aufweist. Zuschnitte aus erfindungsgemäß hergestelltem Stahlband können optional durch einen Schweißprozess verbunden werden. Diese Zuschnitte können dabei unterschiedliche Dimensionen oder chemische Zusammensetzung aufweisen.
Das Stahlband bzw. der Zuschnitt wird in einem Umformprozess mit einem optional integrierten Schweißprozess (z.B. in einer Rollprofilieranlage oder Biegeanlage) zu einem Bauteil (Profil, Rohr, Kantteil) umgeformt.
Erfindungsgemäß wird dann entweder das Stahlband vor der Umformung oder das umgeformte Bauteil (Profil, Rohr, Kantteil) einer Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen.
Dabei wird das Produkt zunächst mindestens einmal auf eine maximale Temperatur oberhalb Ac3 das sind typischerweise 800°C bis 1000°C, insbesondere aber 820°C bis 970°C, erwärmt kurzzeitig auf Temperatur gehalten und anschließend rasch abgekühlt. Die Aufheizraten liegen je nach Querschnitt des aufzuheizenden Gutes bei bis zu 1000 Ke/s, insbesondere bei 400°C/s bis800°C/s. Die Haltezeit auf Maximaltemperatur beträgt 0,5 bis 60 Sekunden beispielsweise 1 bis 10s, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlraten zwischen 10 K/s und bis über 60 K/s durchgeführt wird.
Das Stahlband vor der Umformung oder das umgeformte Bauteil (Profil, Rohr, Kantteil) kann nach der Härtung noch einer Anlassbehandlung unterzogen werden. Bei dieser wird das Blech mit einer Aufheizrate von bis zu 1000 K/s, insbesondere mit 400°C/s bis800°C/s auf eine maximale Temperatur unterhalb Ac1, was üblicherweise 300°C bis 700°C beispielhaft 550°C bedeutet, erhitzt. Die Haltezeit auf Maximaltemperatur beträgt 0,5 bis 60 Sekunden beispielsweise 1 bis 10s, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlraten zwischen 10 K/s und bis über 60 K/s durchgeführt wird.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

WO 2017/016582 A1 [0014, 0015]
EP 2267177 A1 [0016]
EP 2789699 A1 [0017]
US 2007/0272333 A1 [0018]
EP 2340897 A1 [0019]

Claims

Verfahren zum Herstellen von thermo-mechanisch hergestellten Warmbanderzeugnissen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, wobei die Stahllegierung so eingestellt ist, dass eine Rekristallisation während des Warmwalzens unterdrückt ist, wobei die erschmolzene Stahllegierung in Brammen gegossen wird und die Brammen nach einer Aufheizung oberhalb Ac₃ bis zu einem gewünschten Umformgrad einer gewünschten Banddicke warmgewalzt werden, wobei das Band nach dem Walzen abgekühlt wird und zum Zwecke des Härtens bzw. Härtens und Anlassens aufgeheizt und wieder abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen mit einer Temperatursteigerung von mehr als 100 K/s stattfindet und bei einer gewünschte Zieltemperatur von 0,5 bis 60 s gehalten wird und dann eine Abkühlung erfolgt, wobei das Stahlband oder der Zuschnitt, welches durch thermo-mechanisches Walzen erzeugt wurde, in einem Umformprozess zu einem Bauteil profiliert wird.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass eine Stahllegierung erschmolzen wird, die die nachfolgenden Elemente und Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen erhält, wobei alle Angaben in Gew.-% sind 0,03 bis 0,22 % Kohlenstoff, 0,0 bis 2,0 % Silizium, 0,5 bis 3,0 % Mangan, 0,02 bis 1,2 % Aluminium, 0 bis 2,0 % Chrom, 0 bis 2,0 % Nickel, 0,0 bis 1,0 % Molybdän, 0,0 bis 1,5 % Kupfer, 0 bis 0,02 % Phosphor, 0 bis 0,01 % Schwefel, 0 bis 0,008 % Stickstoff, 0 bis 0,005 % Bor, 0,0 bis 0,2 % Niob, 0,0 bis 0,3 % Titan, 0,0 bis 0,5 % Vanadium Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass eine Stahllegierung erschmolzen wird, die insbesondere die nachfolgenden Elemente und Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen erhält, wobei alle Angaben in Gew.-% sind 0,055 bis 0,195 Kohlenstoff, 0,0 bis 0,3 % Silizium, 1,4 bis 2,3 % Mangan, 0,02 bis 0,6 % Aluminium, 0 bis 2 % Chrom, 0 bis 2 % Nickel, 0,0 bis 0,42 % Molybdän, 0,0 bis 0,5 % Kupfer, 0 bis 0,008 % Phosphor, 0 bis 0,0015 % Schwefel, 0 bis 0,007 % Stickstoff 0 bis 0.005 % Bor, 0.0 bis 0.2 % Niob, 0.0 bis 0.3 % Titan, 0.0 bis 0.5 % Vanadium Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das kurzzeitige Aufheizen mit allen geeigneten Erwärmungsformen z.B. induktiv erfolgen kann.
Verfahren nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Härten > Ac₃ ist, was bedeutet, 800°C bis 1000°C, insbesondere 820°C bis 970°C.
Verfahren nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Anlassen < Ac₁ ist, wobei die Temperaturen insbesondere zwischen 300°C und 700°C liegen.
Verfahren nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Haltezeiten auf der Zieltemperatur beim Härten und/oder Anlassen und/oder Vergüten unter 5 Sekunden betragen.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung nach dem oder den Aufheizschritten mit Abkühlraten von > 10° K/s stattfindet.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlrate >30K/s und insbesondere >60K/s ist.
Verfahren nach einem der vorgehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass aus einem Walzbereich direkt gehärtet werden kann (DQ).
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband vor der Profilierung bzw. Umformung oder das profilierte bzw. umgeformte Bauteil der Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen wird.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass nach dem Umformen und Verschweißen eine Kurzzeitwärmebehandlung zur Homogenisierung der Schweißnaht durchgeführt wird.