DE102018132901A1

DE102018132901A1 - Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen

Info

Publication number: DE102018132901A1
Application number: DE102018132901.6A
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: WO2020127558A1; US20230357877A1; EP3899060A1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen von konventionell warmgewalztenWarmbanderzeugnissen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, wobei oberhalb der Rekristallisierungstemperatur der Legierung gewalzt wird, wobei die erschmolzene Stahllegierung in Brammen gegossen wird und die Brammen nach einer Aufheizung oberhalb Acbis 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 kurzzeitig 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 konventionell gewalzten 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.
Beim konventionell hergestellten Warmband erfolgt der größte Teil der Umformung oberhalb der Rekristallisationsstocptemperatur, wodurch der Austenit am Ende des Walzprozesses, wie in gezeigt, eine globulare Kornform ausbildet.
Wie in den 6a und 6b gezeigt, wird beim konventionellen Warmwalzen mit mehreren Walzstichen oberhalb der Rekristallisationstemperatur gewalzt und anschließend abgekühlt oder im sogenannten Direct Quench-Verfahren abgeschreckt. Die sich ergebenden, möglichen Gefüge sind oberhalb der Rekristallisationstemperatur globularer Austenit, vergleiche 3, der sich nach dem Abkühlen insbesondere nach Direct Quenching (Abschrecken aus der Walzhitze) in Martensit bzw. angelassenen Martensit umwandelt. Bei einem nachfolgenden Härteschritt wird wiederum aus dem globularen Autenit Martensit gebildet, der dann nach dem Anlassen ein angelassenes Martensitgefüge zeigt. Wird der Härteschritt dadurch erzielt (6b), dass direkt aus der Walzhitze abgeschreckt wird, muss lediglich noch angelassen werden umhierdurch ein angelassenes Martensitgefüge zu erzeugen.
Mit diesen Standardbehandlungsrouten lassen sich bestimmte Eigenschaften wie Zähigkeit und Festigkeit eines solchen Materials einstellen.
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: $0,43 Gew .-% < CET < 0,49 Gew .-% .$

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°C bis 1250°C 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 Ac₃-Temperatur der Stahllegierung liegt und das Stahlflachprodukt anschließend schnell abgeschreckt wird, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25 Kelvin/sec 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°C bis 1350°C erhitzt wird, gefolgt von einem Wärmeausgleichsschritt, wobei die Bramme anschließend in einem Temperaturbereich von Ac3 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 Ac₃-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 Ac3-Temperatur abgekühlt und anschließend induktiv auf über Ac₃-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 oder normalisierende 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 konventionell gewalzten Warmbanderzeugnissen zu schaffen, welche gegenüber konventionell hergestellten Warmbanderzeugnissen über herausragende Festigkeits- Zähigkeits-Kombinationen und ein feines isotropes Gefüge verfügen.
Die Aufgabe wird mit einem Verfahren zur Herstellung von konventionell gewalzten 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 konventionellem Warmwalzen erfolgt ein größte Teil der Umformung oberhalb der Rekristallisationsstopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in gezeigt, eine globulare Kornform ausbildet.
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 vorhandene Schweißnähte.
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 Ac₃, 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 Kelvin/sec 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
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen,

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
Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen,

Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass ultrahochfeste 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 Bleche hier ersetzt werden können. Dies betrifft insbesondere Bänder und Tafeln, 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.
Besonders deutlich werden die Vorteile, wenn man der konventionellen Wärmebehandlung die neue Kurzzeitwärmebehandlung gegenüberstellt.
Bei der konventionellen Härtung werden die Stahlprodukte auf größer Ac₃ 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 z. B. 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 konventionell warmgewalzten und konventionell vergüteten Produkten und einem wärmebehandeltem Produkt nach der Erfindung;
6a/6bd ie zu den nicht erfindungsgemäßen Behandlungsrouten nach 5 dazugehörigen Temperaturzeitverläufen und die sich schließlich einstellenden Gefügen;
7 ausgewählte Eigenschaften eines erfindungsgemäß wärmebehandelten Stahls (Werkstoff C) im Gegensatz zu konventionell wärmebehandelten Stählen;
8 ausgewählte Eigenschaften eines erfindungsgemäß wärmebehandelten Stahls (Werkstoff D) im Gegensatz zu konventionell wärmebehandelten Stählen;
9a/9b die möglichen Temperaturzeitverläufe bei dem erfindungsgemäßen Verfahren mit dem sich bei den einzelnen Herstellungsschritten ergebenden Gefüge;

Erfindungsgemäß wird zur Steigerung der Eigenschaften Zähigkeit und Isotropie sowie weiterer Eigenschaften Stahl konventionell warmgewalzt und kurzzeit-wärmebehandelt.
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 konventionell warmewalzten 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 anderes 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.
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 Warmwalzen und ein konventioneller Vergütungsschritt (eine Tafelvergütung), der für Bleche verwendet wird und das konventionelle Warmwalzen, das mit einem Direkthärtungsschritt (DQ) und einem Anlassschritt (A) kombiniert werden kann.
Das erfindungsgemäße Verfahren (5, letzte Zeile) sieht vor, ein konventionelles Warmwalzen und 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.
Im Vergleich zum konventionell gewalzten, direkt gehärteten und angelassenen Verfahrensweg (5, mittlere Zeile) wird erfindungsgemäß konventionell gewalzt, direkt gehärtet und zumindest ein sehr kurzzeitiger, beispielsweise induktiver Vergütungsschritt durchgeführt.
Die Unterschiede in den Gefügen erkennt man im Vergleich zu bekannten Gefügen nach 6a und 6b und dem erfindungsgemäß erzeugten Gefüge nach 9a -. Das Gefüge des erfindungsgemäß behandelten, warmgewalzten und kurzzeit-wärmebehandelten Stahls unterscheidet sich deutlich von dem des konventionell behandelten Stahle, 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 normalisierend bzw. konventionell warmgewalzt 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.
Im Gegensatz zu konventionellen Verfahren werden erfindungsgemäß die nachfolgenden Wärmebehandlungen (H_KZ, A_KZ) als Kurzzeitwärmebehandlung durchgeführt.
Im Gegensatz zum Stand der Technik wird bei der erfindungsgemäßen Aufheizung, wie in 9a 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 K/s 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°C 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.
7 und 8 zeigen beispielhaft für zwei Legierungszusammensetzungen die erzielbare Eigenschaften in Abhängigkeit der Wärmebehandlungsrouten und -parameter.
In 7 wird der in der Tabelle angegebene Werkstoff, wie bereits beschrieben, verarbeitet, wobei durch die Kurzzeitwärmebehandlung die Zugfestigkeit über die eines herkömmlich hergestellten, warmgewalzten Produkts angehoben werden kann, jedoch insbesondere die Zähigkeit ganz erheblich verbessert werden kann.
Aus 8 ergibt sich, dass bei dem dort angegebenen Werkstoff über die angegebene Kurzzeitwärmebehandlung die Eigenschaften in einem sehr weiten Spektrum einstellbar sind. Wird wie in der zweiten Zeile angegeben eine Kurzzeithärtung durchgeführt bei 850 ° C und einer Dauer von 1 Sekunde Haltezeit bei Spitzentemperatur ergibt sich eine Streckgrenze von 1166 MPa bei einer Zugfestigkeit von 1735 MPa und einer Zähigkeit von 28 J.
Die Streckgrenze und die Zugfestigkeit liegen erheblich über den Werten, die mit herkömmlichen warmgewalzten Werkstoffen erzielbar sind. Dass die sehr hohe Härte die Zähigkeit beeinflusst, ist bekannt, sodass die Zähigkeit hier abgesenkt ist.
Wird dem gegenüber eine Anlassbehandlung in der Kurzzeitvariante bei 400 °C und 1 Sekunde Dauer nachgeschoben, verringert sich die Streckgrenze auf 1040 MPa, die Zugfestigkeit auf 1382 MPa, wobei sich jedoch die Zähigkeit auf 45 J erhöht. Auch hier liegen die Streckgrenze und die Zugfestigkeit immer noch ganz erheblich über den Werten, die bei konventionellen Produkten erzielbar sind.
In der dritten Variante wird konventionell warmgewalzt und eine Kurzzeitwärmebehandlung und eine Kurzzeitanlassbehandlung durchgeführt, wobei die Härtung ebenfalls bei 58 °C für 1 Sekunde durchgeführt wird und die Anlassbehandlung bei 600 ° C ebenfalls für 1 Sekunde.
Die Streckgrenze und die Zugfestigkeit werden hierdurch weiter abgesenkt, jedoch liegen beide Werte immer noch deutlich über denen herkömmlicher, warmgewalzter Produkte ( 1), während es jedoch gelingt, die Zähigkeit in den hohen Bereich dherkömmlicher Produkte anzuheben. Man erkennt hieraus die Überlegenheit des erfindungsgemäßen Werkstoffs.
In 9a erkennt man den Temperaturzeitverlauf nach einer möglichen Ausführungsform der Erfindung zusammen mit den sich einstellenden Gefügen.
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 konventionell 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 größte Teil der Umformung oberhalb der Rekristallisationsstopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in gezeigt, eine globulare Kornform ausbildet. Das Stahlband wird nach dem Warmwalzen von Walzendtemperatur mittels Wasserbeaufschlagung auf Haspeltemperatur abgekühlt und aufgehaspelt. 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.
Erfindungsgemäß wird dann das Stahlband der Zuschnitt bzw. der geschweißte Zuschnitt einer Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen. Dabei wird das Produkt zunächst mindestens einmal auf eine maximale Temperatur oberhalb Ac₃ das sind typischerweise 800 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 K/s, insbesondere bei 400°C/s bis 800°C/s. Die Haltezeit auf Maximaltemperatur beträgt 0,5 bis 60 Sekunden beispielsweise 1 bis10 Sekunden, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlraten zwischen 10 K/s und bis über 60 K/s durchgeführt wird.
Das Material kann nach der Härtung noch einer Anlassbehandlung unterzogen werden. Bei dieser wird das Material mit einer Aufheizrate von bis zu 1000 K/s, insbesondere mit 400°C bis 800°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 1-10s, 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 [0013, 0014]
EP 2267177 A1 [0015]
EP 2789699 A1 [0016]
US 2007/0272333 A1 [0017]
EP 2340897 A1 [0018]

Claims

Verfahren zum Herstellen von konventionell warmgewalzten, hergestellten Warmbanderzeugnissen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, 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 oberhalb der Rekristallisierungstemperatur der Legierung gewalzt wird, wobei das Band nach dem Walzen abgekühlt wird und zum Zwecke des Härtens bzw. Härtens und Anlassens kurzzeitig 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.
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 alle 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 der Walzhitze direkt gehärtet (DQ) wird.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Härten und/oder Anlassen inline am sich bewegenden Warmband, an bewegenden Tafeln und Platinen stattfindet.
Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass nach einem Verschweißen der hergestellten Materialien eine Kurzzeitwärmebehandlung zur Homogenisierung der Schweißnaht durchgeführt wird.