WO2017016582A1 - Hochfester stahl mit hoher mindeststreckgrenze und verfahren zur herstellung eines solchen stahls - Google Patents

Hochfester stahl mit hoher mindeststreckgrenze und verfahren zur herstellung eines solchen stahls Download PDF

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Alexander Björn JUNGERMANN
Andreas Kern
Hans-Joachim Tschersich
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Thyssenkrupp Ag
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Definitions

  • the invention relates to a high-strength steel, which has a high minimum yield strength, a method for producing such a steel and its use.
  • hot rolled steel sheets which are characterized by good processability and high tensile strength. Even if the tensile strength exceeds a certain value, for example, 1 .200 MPa, a delayed breakage of the steel sheet may be caused. Such a fracture may be caused by hydrogen penetrating into the interior of the steel sheet under the influence of a corrosion reaction that occurs on the steel sheet over time. Consequently, despite its high tensile strength such a steel sheet has a defect. Steel sheets having a high yield strength of 1,300 MPa accordingly require a high resistance to a delayed breakage.
  • Steel sheets with a high tensile strength or a high minimum yield strength often have the disadvantage that they are difficult to process by cold forming due to their poor deformability. Moreover, steel sheets having a high tensile strength and a high minimum yield strength often have poor toughness properties. Especially at low temperatures of -40 ' ⁇ or below These steels have such low toughness values that they can not be used on construction machines that have to meet high toughness requirements at low temperatures.
  • EP 2 267 177 A1 discloses a high-strength steel sheet which is used as a structural element in industrial machines and which on the one hand has excellent resistance to delayed breakage and on the other hand good welding behavior.
  • the steel sheet according to the invention has a high minimum yield strength equal to or higher than 1 .300 MPa and a tensile strength equal to or higher than 1 .400 MPa.
  • the thickness of the steel sheet according to the invention is equal to or greater than 4.5 mm and equal to or less than 25 mm.
  • a first aspect of the invention relates to a high-strength steel, the steel comprising the following composition:
  • Pcm [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 B]; wherein [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], and [B] are the mass fractions of the respective elements in the high strength steel in wt%. are and where for Pcm applies:
  • Unavoidable impurities in the context of the invention include, for example, arsenic, cobalt and / or tin.
  • the steel according to the invention may additionally comprise one of the elements (I) to (t).
  • the content of nitrogen in the steel according to the invention is preferably in the range from 0.001 to 0.006% by weight.
  • the steel according to the invention comprises carbon in the range of 0.23 to 0.25 wt .-%, silicon in the range of 0.15 to 0.35 wt .-%, manganese in the range of 0.85 to 1.00 wt%, aluminum in the range of 0.07 to 0.10 wt%, chromium in the range of 0.65 to 0.75 wt%, niobium in the range of 0.02 to 0 , 03 wt .-%, molybdenum in the range of 0.55 to 0.65 wt .-%, vanadium in the range of 0.035 to 0.05 wt .-%, nickel in the range of 1, 10 to 1, 30 wt. % Boron in the range of 0.0020 to 0.0035% by weight, calcium in the range of 0.0007 to 0.0030% by weight and nitrogen in the range of 0.001 to 0.006% by weight.
  • the sum of the contents of carbon and manganese in the high strength steel is in the range of 1.10 to 1.24 wt%, more preferably in the range of 1.1 to 1.23 wt. -%, in the range of 1, 12 to 1, 22 wt .-%, in the range of 1, 13 to 1, 21 wt .-% or in the range of 1, 14 to 1, 20 wt .-%.
  • the high-strength steel according to the invention is preferably characterized by a high minimum yield strength R e H or R p0.2 .
  • the minimum yield strength refers to the tension up to which the steel according to the invention shows no plastic deformation in the case of uniaxial and torque-free tensile stress.
  • the minimum yield strength of the steel according to the invention is at least 1300 MPa, more preferably at least 1350 MPa, at least 1370 MPa, at least 1400 MPa, at least 1440 MPa, at least 1480 MPa or at least 1500 MPa.
  • the minimum yield strength of the high-strength steel according to the invention is determined transversely to the rolling direction and determined according to DIN EN ISO 6892-1 / Method B.
  • the steel according to the invention is preferably characterized by a high tensile strength R m .
  • Tensile strength refers to the maximum mechanical tensile stress that the steel can withstand before it breaks.
  • the tensile strength R m of the steel according to the invention is at least 1400 MPa, more preferably at least 1480 MPa, at least 1500 MPa, at least 1550 MPa, at least 1580 MPa, at least 1600 MPa or at least 1650 MPa.
  • the tensile strength R m of the steel according to the invention is in the range of 1400 to 1700 MPa.
  • the tensile strength of the high-strength steel according to the invention is preferably determined transversely to the rolling direction and determined in accordance with DIN EN ISO 6892-1 / process B.
  • the steel according to the invention is preferably characterized by a high minimum breaking elongation A.
  • the minimum breaking elongation A is a material characteristic value which indicates the permanent extension of the steel after a break.
  • the minimum breaking elongation A is preferably determined in accordance with DIN EN ISO 6892-1 / Method B.
  • the minimum breaking elongation A of the steel according to the invention is preferably at least 8%, more preferably at least 9%, at least 10%, at least 11%, at least 12% or at least 13%.
  • the steel according to the invention is characterized by good toughness properties.
  • a characteristic for toughness properties of a material is, for example, the notch impact work Av.
  • the notched impact Av refers to the energy expended until complete breakage of a material.
  • the notched impact Av of the steel according to the invention is determined according to a Charpy-V test according to DIN EN ISO 148-1. If the specimen is oriented longitudinally to the rolling direction, the impact energy ⁇ V is at least 30 for a test temperature of -40 °. If the specimen is oriented transversely to the rolling direction, the impact energy Av at a test temperature of -40 ° C.
  • the notch impact Av is at a test temperature of -60 ' ⁇ , preferably at least 27 J. , more preferably at least 30 J, at least 40 J, at least 50 J, at least 60 J or at least 70 J. If the sample is oriented transversely to the rolling direction, the notch impact Av is at a test temperature of -60 ' ⁇ , preferably at least 27 J. , more preferably at least 30 J, at least 40 J, at least 50 J, at least 60 J or at least 70 J.
  • the steel according to the invention preferably has a martensitic structure which preferably consists of martensite needles with predominantly uniformly distributed nano-carbide precipitates (Nb, Mo) C or (Nb, Mo) C with traces of vanadium. If the steel according to the invention has such nano-carbide precipitates, they preferably have an average diameter in the range from 1 to 10 nm, more preferably in the range from 2 to 8 nm, in the range from 3 to 8 nm or in the range from 3.0 to 5 , 0 nm. Particularly preferably, the nano-carbide precipitates have a mean diameter of 4 nm.
  • the carbon content of 0.23 to 0.25 wt .-% is preferably required for curing the steel, in particular for setting a martensitic structure with appropriate strength properties.
  • the hardness of martensite increases with increasing carbon content.
  • a carbon content of at least 0.23 wt .-% is required.
  • the carbon content of the steel is limited to at most 0.25% by weight because higher carbon contents would adversely affect the processing behavior in terms of weldability and cold workability.
  • Silicon is preferably used on the one hand in the production of steel as a deoxidizer.
  • the element preferably contributes to increase the strength properties.
  • silicon is an element that preferably exerts a direct influence on the Ac3 transformation temperature.
  • a transformation temperature refers to a temperature at which a material undergoes a phase change or the temperature at which a transformation begins or ends when the transformation occurs in a temperature interval.
  • For steels is u.a. the Ac3 temperature of particular importance. It refers to the temperature at which the transformation of ferrite into austenite ends in a heat process.
  • Austenite is the name for the cubic face-centered modification of pure iron and its mixed crystals.
  • the steel according to the invention At least 0.15% by weight of silicon are required for the steel according to the invention. Adding too much silicon to the steel will have a negative impact on weldability, ductility and toughness properties.
  • the silicon content of the steel according to the invention is at most 0.35 wt .-%, since up to this silicon content preferably even more favorable toughness properties and welding properties can be adjusted.
  • Manganese is preferably used in fine-grain steels as a cost-effective alloying element for improving the mechanical-technological material properties.
  • a minimum content of 0.85% by weight of manganese is needed to achieve the required yield strength and strength levels.
  • Higher manganese contents> 1, 0 wt .-% can lead to a less favorable martensite structure, which may have a coarse Plattenmartensit which negatively the toughness properties and cold working behavior of the steel.
  • the addition of higher manganese contents increases the carbon equivalent CET, which in turn adversely affects the welding behavior and the forming behavior of the steel.
  • higher manganese contents lead to an unfavorable Seigerungs .
  • Segregation refers to demixing of a melt, which can lead directly to a local increase or decrease of certain elements within a mixed crystal.
  • the upper limit of the manganese content is preferably limited to 1, 0 wt .-%.
  • An essential distinguishing feature with regard to the chemical composition of the steel according to the invention in comparison with the steel described in EP 2 267 177 A1 is that for setting a martensitic hardening structure with good toughness and strength properties preferably a higher carbon content in the range of 0.23 to 0.25% by weight and a low manganese content in the range of 0.85 to 1, 0 wt .-% must be set.
  • a carbon content in the range of 0.23 to 0.25% by weight, in conjunction with a coordinated manganese content is preferably required for setting a purely martensitic structure with corresponding strength properties.
  • carbon contents in the range from 0.23 to 0.25% by weight it is preferable for carbon contents in the range from 0.23 to 0.25% by weight to have matched manganese contents in the range from 0.85 to 1.0% by weight. to take into account.
  • the adapted combination of the elements manganese and carbon results in an optimally adjusted microstructure with very good toughness and strength properties. Therefore, according to the invention, the sum of the contents of carbon and manganese is at least 1.08% by weight and at most 1.25% by weight.
  • the condition that the sum of the contents of carbon and manganese is less than or equal to 1.17% by weight is particularly preferred.
  • the iron companion phosphor has a very strong toughness and counts in Baug. Fine grain steels to the unwanted accompanying elements.
  • phosphorus can lead to strong segregations during solidification of the melt.
  • the element phosphorus is therefore in the steel according to the invention to ⁇ 0.012 wt .-%, preferably on
  • Sulfur is an undesirable accompanying element which deteriorates the notched impact strength and the formability or the cold forming behavior.
  • the sulfur is present after solidification in the form of manganese sulfide inclusions, which are stretched during rolling to plates in parallel to or cell in the rolling direction and have a very unfavorable effect on the material properties, in particular on the isotropy of the material (toughness properties transverse to rolling direction).
  • the sulfur content of the steel according to the invention is therefore preferably limited to ⁇ 0.003 wt .-% and is preferably reduced by a targeted calcium treatment.
  • the calcium treatment is preferably used to specifically influence the sulfide form (spherical shape).
  • Aluminum is preferably used in the steel according to the invention in contents in the range of 0.07-0.10 wt .-%, both as a deoxidizer and as a micro-alloying element.
  • a deoxidizer it preferably contributes to binding off the nitrogen present in the steel, so that the boron, which is preferably present in amounts of 0.0020-0.0035% by weight, can exert its strength-increasing effect.
  • aluminum is preferably used as a micro-alloying element for grain refining. Of all the elements that are added to the steel to specifically influence the austenite grain size, aluminum is the most effective.
  • a fine dispersion of AIN particles preferably effectively inhibits austenite grain growth.
  • aluminum preferably increases the aging resistance of the steel and reduces voids and segregations.
  • the voids are a cavity formed during the solidification of cast parts.
  • the aluminum content is at least 0.07 wt.% To set the desired fine grain in the steel.
  • this aluminum content has a positive effect on the toughness properties and cold working behavior of the steel.
  • the aluminum content is at most 0.1% by weight, since aluminum contents above 0.1% by weight can lead to free aluminum, which increases the risk of the formation of undesired aluminum oxide.
  • Chromium in contents of 0.65-0.75 wt .-% preferably improves the hardenability of austenite. Due to the carbide-forming effect, chromium preferably supports the strength properties of the steel. For this reason, at least 0.65 wt.% Chromium is required. In addition, addition of the element chromium has a positive effect on the hardenability of steels and thus also increases the wear resistance. The addition of higher chromium contents reduces the toughness properties and adversely affects the sweat behavior by increasing the carbon equivalent CET. Therefore, according to the present invention, the upper limit of the range of chromium contents is limited to 0.75 wt%. Copper is one of the undesirable accompanying elements. The content of copper is preferably limited to ⁇ 0.1% by weight.
  • Niobium is used in amounts of 0.02-0.03 wt .-%, preferably for nitrogen setting. Moreover, niobium is preferably present in the steel of the present invention to aid austenite grain refinement; The finely divided niobium carbonitrides in austenite effectively hinder grain growth and thus have a positive effect on the strength and toughness properties of the steel.
  • the niobium content of the steel according to the invention is limited to at most 0.03 wt .-% in order to avoid the formation of toughness niobium carbide. Niobium is preferably effective from contents above 0.02 wt .-%.
  • niobium in water-hardened and tempered steels showed that the positive influence of niobium on the mechanical properties can be achieved in amounts of 0.02-0.03% by weight. It is known that niobium at levels of 0.02-0.03% by weight in water-hardened and tempered steels has a positive influence on the strength and toughness properties by its grain-refining effect. In addition, niobium in microalloyed boron steels contributes to the improvement of the degree of purity and has a positive effect on the toughness properties in the weld.
  • Molybdenum is added to the steel according to the invention in amounts of 0.55-0.65 wt .-% preferably for increasing the strength and improving the through-hardenability.
  • a molybdenum content of at least 0.55 wt .-% is required.
  • molybdenum preferably improves the tempering resistance of the steel and has a positive effect on heat resistance and toughness properties.
  • molybdenum is preferably used as a carbide former for increasing the yield strength and toughness in contents of at most 0.7% by weight. Higher molybdenum contents increase the carbon equivalent CET and have a negative effect on the welding behavior. For optimum welding behavior, therefore, the molybdenum content of the steel according to the invention is limited to not more than 0.65% by weight.
  • the nitrogen content of the steel according to the invention for the melt analysis is preferably limited to ⁇ 0.006 wt .-%.
  • the content of nitrogen in the steel according to the invention is preferably in the range from 0.001 to 0.006% by weight.
  • the nitrogen present in the melt of the steel according to the invention is preferably hardened to form sparingly soluble nitrides (AIN).
  • the content of titanium in the steel according to the invention is preferably limited to ⁇ 0.008% by weight.
  • Vanadium is preferably added to the steel of the invention at levels of 0.035-0.05% by weight for grain refining and to increase yield strength and strength levels.
  • the fine-grained precipitates of vanadium carbonitrides also have a strong precipitation-hardening effect. Since higher vanadium contents reduce the toughness properties, the vanadium content of the steel according to the invention is at most 0.05% by weight.
  • nickel at levels of 1, 10-1, 30 wt .-% is preferably required to reach the strength and yield strength level.
  • nickel preferably increases the hardenability and through-hardening. Higher nickel contents have only a minor effect on the strength properties of the steel, whereas they lead to an improvement in the toughness properties.
  • the micro-alloying element boron atomically retards the microstructure transformation to ferrite and / or bainite and improves the hardenability and strength of fine-grained structural steels.
  • this mode of action of boron can only be used if the nitrogen is stably bound by strong nitride formers.
  • a boron content in the range of 0.0020-0.0035% by weight is added to the steel according to the invention.
  • the nitrogen bonding is preferably carried out via the elements aluminum and niobium.
  • the boron content of the steel according to the invention is limited to at most 0.0035 wt .-%, since the strength-increasing effect initially increases with increasing boron content and falls above a maximum again.
  • Tin is one of the undesirable accompanying elements.
  • the content of tin in the steel according to the invention is preferably ⁇ 0.03% by weight.
  • the element hydrogen is preferably reduced by vacuum treatment preferably to contents ⁇ 2.0 ppm.
  • Arsenic is one of the undesirable accompanying elements and its content in the steel according to the invention is therefore preferably ⁇ 0.01 wt .-%.
  • Calcium is preferably added to the melt as a desulfurizing agent and for controlled Sulphidformbeeinlung, which preferably leads to an altered plasticity of the sulfides in the hot working.
  • the cold-forming behavior of the steel according to the invention preferably also significantly improves by the addition of calcium.
  • the calcium content of the flat steel product according to the invention is therefore preferably 0.0007-0.0030% by weight.
  • Cobalt is one of the production-related unavoidable accompanying elements in the steel. Its content in the steel according to the invention is preferably ⁇ 0.01% by weight.
  • the welding behavior of a steel can be described by means of various carbon equivalents.
  • the carbon equivalent is a measure in material science for assessing the weldability of steels.
  • the carbon content and a variety of other alloying elements in the steel affect its behavior.
  • the carbon equivalent and the weighted proportion of the elements which influence the weldability of the steel in a similar way as would be expected from carbon are therefore summarized in a numerical value in the carbon equivalent.
  • a low value of the carbon equivalent implies a good weldability.
  • Higher values require preheating of the material, depending on the processing thickness.
  • the workpiece can be welded only with increased effort, since it can come to martensite by cold or hardening cracks. There is no generally valid procedure for the calculation of the carbon equivalent.
  • One possible carbon equivalent is the Pcm according to Ito & Bessyo.
  • the steel has an austenite grain size of> 1 1 according to DIN EN ISO 643.
  • the carbon equivalent Pcm of the steel according to the invention can be calculated with
  • Pcm [C] + [Si] / 30 + [Mn] / 20 + [Cu] / 20 + [Ni] / 60 + [Cr] / 20 + [Mo] / 15 + [V] / 10 + 5 B];
  • Ceq 0.38 wt% ⁇ Pcm ⁇ 0.44 wt%, more preferably 0.38% ⁇ Pcm ⁇ 0.41%.
  • Another carbon equivalent is Ceq according to Kihara.
  • the Ceq of the high-strength steel can be calculated with
  • the steel according to the invention can be welded well.
  • a prerequisite for welding high-strength fine-grained steels is that the welded joints are free from cracks. Whether a steel or weld metal is sensitive to cold cracks can be estimated by calculating the carbon equivalent CET.
  • the elements manganese, chromium, molybdenum, vanadium, copper and nickel favor the cold cracking behavior.
  • the CET can be calculated with
  • the preheating is used as an effective countermeasure to avoid cold cracking, wherein during welding, the cooling of the seam area is preferably delayed during and / or after welding.
  • the minimum preheating temperature required for welding the high-strength steel can be calculated using
  • T P ( ⁇ C) 700 CET + 160 tanh (d / 35) + 62 HD 0 35 + (53 CET - 32) Q - 330,
  • HD is the hydrogen content of the weld metal in cm 3 / 100g and Q is the heat input during welding in kJ / mm,
  • T p should be at most 220 ⁇ .
  • the steel according to the invention is preferably used in construction, in general mechanical engineering and / or in electrical engineering.
  • the steel according to the invention is particularly preferably used in crane and mobile crane construction.
  • a further aspect of the invention relates to a method for producing a flat steel product, the method comprising the following steps:
  • Chromium 0.65-0.75 wt%
  • Niobium 0.02-0.03 wt%
  • Molybdenum 0.55-0.65 wt%
  • Vanadium 0.035-0.05% by weight
  • Nickel 1, 10-1, 30% by weight
  • Phosphorus ⁇ 0.012 wt%
  • Copper ⁇ 0.10% by weight
  • Nitrogen ⁇ 0.006 wt%
  • Titanium ⁇ 0.008 wt%
  • Tin ⁇ 0.03 wt%
  • Arsenic ⁇ 0.01% by weight; and or
  • Cobalt ⁇ 0.01% by weight
  • the molten steel according to the invention may additionally comprise one of the elements phosphorus, sulfur, copper, nitrogen, titanium, tin, hydrogen, arsenic or cobalt.
  • the content of nitrogen in the steel according to the invention is preferably in the range from 0.001 to 0.006% by weight.
  • the molten steel according to the invention comprises carbon in the range of 0.23 to 0.25 wt .-%, silicon in the range of 0.15 to 0.35 wt .-%, manganese in the range of 0.85 to 1.00 wt%, aluminum in the range of 0.07 to 0.10 wt%, chromium in the range of 0.65 to 0.75 wt%, niobium in the range of 0.02 to 0 , 03 wt .-%, molybdenum in the range of 0.55 to 0.65 wt .-%, vanadium in the range of 0.035 to 0.05 wt .-%, nickel in the range of 1, 10 to 1, 30 wt. % Boron in the range of 0.0020 to 0.0035% by weight, calcium in the range of 0.0007 to 0.0030% by weight and nitrogen in the range of 0.001 to 0.006% by weight.
  • the molten steel is produced in a converter steelworks.
  • the molten steel is subjected to a vacuum treatment to reduce the hydrogen content, preferably ⁇ 2.00 ppm.
  • the desulfurization and the targeted calcium treatment for Sulfidformbeeinl ung to reduce the material anisotropy by a calcium treatment of the molten steel with calcium contents in the range of 0.0007 to 0.0030 wt .-%.
  • step (c) of the process according to the invention the molten steel is poured into a slab on a continuous casting plant.
  • the continuously cast strand solidifies over the formation of a solid strand shell, and then solidifies in the direction of the strand center. This can lead to accumulations of alloying elements on the solidification front. These can cause nuclear segregation in the solidified strand. Segregations are melts of a melt, which can lead directly to a local increase or decrease of certain elements within the mixed crystal. They arise at the transition of the melt in the solid state. The core segregations can lead to inhomogeneities and uneven properties over the strand cross-section.
  • the method of soft reduction is preferably used for the positive influence of the segregation zone in the slab. In this case, the still not completely solidified strand and thus the still liquid core is slightly rolled.
  • step (d) of the process of the invention the slab formed in step (c) is preferably heated to a temperature in the range of 1100 ° C to 1250 ° C, more preferably in the range of 1200 ° C to 1250 ° C.
  • the heating rate is preferably in the range of 1 to 4 K / min.
  • the slab is preferably descaled.
  • the slab is descaled with a high pressure slab scrubber.
  • the scale layer formed on the surface of steel at high temperatures preferably consisting of iron oxides.
  • the descaling can be carried out by customary methods known to the person skilled in the art, for example by pickling, brushing, blasting, bending descaling or flame blasting.
  • Descaling preferably takes place with water at a pressure in the range from 150 to 300 bar.
  • the hot rolling of the slab is preferably carried out to a flat steel product.
  • the rolling start temperature is in the range of 1050 ⁇ € to 1200 ⁇ €.
  • the final rolling temperature is preferably> 880 ° C and less than 1000 ° C.
  • a pass reduction e of> 10% is achieved in each rolling pass.
  • the stitch loss e for each rolling pass is in the range of 10 to 50%.
  • an overall ev is ev of 80 to 98% achieved.
  • the hot rolling of the slab to a flat steel product is reversing on a plate mill preferably with a duo or four-high rolling mill and an optionally subsequent finishing mill with multiple rolling mills or a hot strip mill, consisting of a roughing mill and a finishing train with up to seven stands.
  • the steel flat product according to the invention is subjected to at least one hardening treatment immediately after the hot rolling out of the rolling heat, the hardening treatment comprising a rapid quenching of the flat steel product to a temperature below 200 ° C., the cooling rate being at least 25 K / s is.
  • the flat steel product when the flat steel product is subjected to a hardening treatment immediately after the hot rolling from the rolling heat, the flat steel product becomes the hardening treatment without further heating subjected.
  • the steel flat product after hot rolling has a final rolling temperature of at least 860 ° C.
  • the steel flat product after hot rolling is subjected to at least one hardening treatment, wherein the hardening treatment comprises the following steps:
  • the Ac3 temperature indicates the transformation temperature when heating the steel at which the transformation of the ferrite into the austenite ends.
  • the Ac3 temperature can be approximately calculated according to Hougardy with:
  • Heating the steel flat product to austenitizing temperature for hardening treatment is required in particular when the steel flat product cools after hot rolling.
  • the steel flat product for hardening treatment is first heated to an austenitizing temperature which is at least 40K above the Ac3 temperature of the steel according to the invention in order to achieve complete austenitization of the material.
  • the steel flat product for hardening treatment is brought to an austenitizing temperature in the range of 860 ° C to at most 920 ° C, more preferably in the range of 870 ° C to 920 ° C.
  • the flat steel product is quenched after heating in a suitable quenching medium so fast that at least 70% martensite, preferably 80% martensite, more preferably 90% martensite, most preferably 100% martensite forms.
  • Suitable quenching media are, for example, water or oil.
  • the flat steel product according to the invention is quenched rapidly, that is to say at a cooling rate of at least 25 K / s from the austenitizing temperature to a temperature of at most 200 ° C. Cooling rates of at least 25 K / s, more preferably at least 50 K / s, at least 100 K / s, at least 150 K / s or at least 200 K / s are preferably required between 800 ° C and 500 ° C.
  • the steel flat product is subjected to at least one further hardening treatment after the hardening treatment from the rolling heat, the hardening treatment comprising the following steps:
  • the minimum austenitizing temperature of the flat steel product according to the invention for uniform austenitization is preferably greater than or equal to 860 ' ⁇ .
  • Lower Austenitmaschinestemperaturen of less than 860 ' ⁇ lead in combination with the coordinated chemical composition of the flat steel product according to the invention preferably to an undesirable Generalaustenitmaschine which is to be prevented.
  • the austenitizing temperature should preferably be ⁇ 920 ⁇ , since higher temperatures promote austenite grain growth, which would lead to a reduction of the mechanical-technological properties. Investigations have shown that the optimum austenitizing temperature for the flat steel product according to the invention is preferably about 880 ' ⁇ .
  • the austenitic grain growth is preferably also influenced by the austenitizing time, but the temperature preferably has a greater influence on the austenite grain growth.
  • the holding time is at the austenitizing temperature of the inventive 60 minutes, more preferably at most 30 minutes or at most 15 minutes.
  • the hardening treatment of the flat steel product takes place several times, in particular twice or three times.
  • the fine granularity of the flat steel product according to the invention is preferably selectively influenced or preferably improved by a particle size class according to DIN EN ISO 643 by a specific repetition of the hardening process.
  • a second hardening treatment by the effect of austenite grain refinement preferably leads to a very fine martensitic structure with improved mechanical and technological properties.
  • the steel flat product may be subjected to a hardening treatment either immediately after hot rolling from the rolling heat, or the flat steel product may first be heated to an austenitizing temperature which is at least 40K above the Ac3 temperature of the steel of the invention and then be subjected to a hardening treatment.
  • the flat steel product is first heated to an austenitizing temperature which is at least 40 K above the Ac3 temperature of the steel according to the invention, and is then subjected to a hardening treatment.
  • the steel flat product is tempered after the hardening treatment, wherein the tempering time of the tempering treatment is less than 15 minutes and the temperature of the tempering treatment is below the Ac1 temperature, wherein the Ac1 temperature can be approximately calculated according to Hougardy
  • Ad [° C] 739-22 * [C] + 2 * [Si] - 7 * [Mn] + 14 * [Cr] + 13 * [Mo] - 13 * [Ni] + 20 * [V] wherein [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] and [V] are the mass fractions of the respective elements in the high-strength steel in% by weight.
  • the Ac1 temperature indicates the transformation temperature when heating the steel at which the formation of austenite begins.
  • the hold time is at most 10 minutes.
  • Tempering comprises a heat treatment in which the flat steel product according to the invention is specifically heated in order to influence its properties.
  • the tempering of the finely dispersed martensitic microstructure preferably takes place in the temperature range of 150 ° C to 300 ⁇ €, more preferably in the range of 225 ⁇ € to 275 ° C.
  • the short-term tempering of the finely-dispersed martensitic microstructure sets an optimum combination of strength and toughness, with some reduction in strength being necessary in favor of the toughness properties.
  • the flat steel product according to the invention is twice cured and tempered. More preferably, the steel compartment product according to the invention is triple-hardened and tempered.
  • a former austenite grain size of particle size class 12 according to DIN EN ISO 643 is achieved.
  • the former austenitic grain is to be understood as the austenitic grain present before the hardening treatment. If the flat steel product according to the invention is subjected to a second hardening treatment or a double hardening, this preferably brings about a further halving of the grain size and a former austenite grain size of grain size class 13 according to DIN EN ISO 643 is preferably set.
  • the grain refining preferably contributes to an improvement in the mechanical-technological properties, in particular to an increase in the yield strength and toughness level.
  • the minimum yield strength of the flat steel product according to the invention after the hardening treatment is at least 1 .300 MPa, more preferably at least 1350 MPa, at least 1370 MPa, at least 1400 MPa, at least 1440 MPa, at least 1480 MPa or at least 1,500 MPa.
  • the tensile strength of the flat steel product according to the invention after the hardening treatment is at least 1 .400 MPa, more preferably at least 1480 MPa, at least 1500 MPa, at least 1550 MPa, at least 1580 MPa, at least 1600 MPa or at least 1650 MPa.
  • the flat steel product according to the invention before the hardening treatment has a former austenite grain size of> 1 1 according to DIN EN ISO 643 (05.2013) or according to G 0551 (2005), which in particular results in a finely dispersed martensitic microstructure with homogeneous strength. and toughness properties.
  • the flat steel product according to the invention has a substantially finer former austenite grain compared to the flat steel product known from EP 2 267 177 A1.
  • the flat steel product according to the invention is preferably hardened directly from the rolling heat after the last rolling pass by means of a suitable water quenching device.
  • the flat steel product according to the invention becomes fast, that is to say with a cooling rate of at least 25 K / s from a final rolling temperature> 880 ° C to a temperature of at most 200 ⁇ quenched.
  • the cooling rate between 800 ° C. and 500 ° C. is preferably at least 25 K / s, preferably at least 50 K / s, more preferably at least 100 K / s, at least 150 K / s or at least 200 K / s.
  • the flat steel product can be wound up into a coil.
  • the winding of rolled flat steel products is referred to and a coil is the name for a wound metal strip.
  • the flat steel product according to the invention is rewound, the reel temperature being at least 800 ° C.
  • the hot strip from the rolling heat is quenched by means of water to a temperature ⁇ 200 ⁇ .
  • a further distinguishing feature of the flat steel product according to the invention in comparison with the steel product known from EP 2 267 177 A1 is that the invention can be produced in sheet thicknesses of 3.0 mm to 40.0 mm and sheet widths of up to 3900 mm.
  • the sheet thickness of the flat steel product is in the range of 3.0 mm to 40.0 mm, more preferably in the range of 4.0 to 15.0 mm.
  • the sheet width of the flat steel product according to the invention is preferably ⁇ 3900 mm.
  • To produce the flat steel product according to the invention is preferably a higher carbon content in the range of 0.23 to 0.25 wt .-%, preferably in combination with a customized analysis grading of the elements chromium, nickel, manganese and molybdenum to adjust a preferably pure martensitic structure with appropriate strength properties up to a maximum sheet thickness of 40.0 mm needed.
  • a reduction in the carbon content would postpone the start of bainite formation to shorter cooling times, so that only lower sheet thicknesses would consist of a purely martensitic structure.
  • Higher sheet thicknesses would have an undesirable mixed structure of martensite and different bainite parts, which in turn would adversely affect the mechanical and technological properties of the flat steel product according to the invention.
  • the invention will be described below with reference to exemplary embodiments.
  • All steel melts were cast into slabs, which were then heated at a heating rate of 4 K / min to a slab temperature according to Table 2, descaled with water prior to rolling at a pressure of 200 bar and then with a drop of e 10-50% and a Total deformation ev between 81 and 98% were rolled out to flat steel products.
  • the flat steel products were quiescent in air or quiescent cooled in the stack.
  • the steel flat products were heated to an austenitizing temperature as shown in Table 3, held at that temperature for 15 minutes, then quenched from the austenitizing temperature with water to a cooling stop temperature.
  • Some flat steel products were then heated to a tempering temperature shown in Table 5, held at tempering temperature for 10 minutes and then cooled in air.
  • the mechanical properties of the tensile and the impact test as well as the surface hardness and the former austenite grain size can for the generated Steel flat products are taken from Table 6.
  • the austenite grain size shown in Table 6 is the former austenite grain size.
  • the determination of the former austenite grain size is carried out according to DIN EN ISO 643 on longitudinal sections, which were taken from the flat steel products in single- to triple-hardened state.
  • the etching was carried out by the method of Bechet-Beaujard with concentrated picric acid.
  • the tensile tests for determining the yield strength Rp0.2, the tensile strength R m and the elongation at break A were carried out according to DIN EN ISO 6892-1 on transverse samples.
  • the notched bar impact tests to determine the impact energy Av at test temperatures of -20 ° C, -40 ⁇ € and -60 ° C were carried out on transverse samples in accordance with DIN EN ISO 148-1. If hardness values are indicated, this is the Brinell hardness. The hardness is measured approx. 1 mm below the surface of the sheet and is determined in accordance with DIN EN ISO 6506-1.
  • the structural analysis was carried out by means of light and scanning electron microscopy on longitudinal sections, which were removed from the flat steel products and etched with Nital.
  • the field emission transmission electron microscope (FE-TEM) was used to determine both the state of the microstructure and the state of precipitation.
  • FE-TEM field emission transmission electron microscope
  • STEM bright field STEM
  • dark field STEM mode were used.
  • the cold forming behavior was tested by bending tests according to DIN EN ISO 7438 with the bending line perpendicular and parallel to the rolling direction, with a bending angle> 90 °.
  • melts A to D were produced in the laboratory and included as comparative examples.
  • these melts In comparison with the analysis of the flat steel product according to the invention (molten steels E and F), these melts have a lower carbon content, which leads to a lower yield strength and tensile strength level.
  • the required for the flat steel product according to the invention strength properties are not met by the steel melts of the comparative examples.
  • the tested in the laboratory molten steel E has in comparison to the comparative examples, a higher carbon content, so that the required yield strength and tensile strength level is achieved at the same time sufficient toughness for the flat steel product according to the invention.
  • an operating melt F was produced for the flat steel product according to the invention.
  • the mechanical-technological characteristics of the operating melt F were 880 ° C after " hardening and tempering" (samples F1 to F1 1), after 2x hardening and tempering (samples F12 to F37) and after 3x hardening and tempering (samples 38 to F50) for the austenitizing temperatures or 920 ⁇ and can be found in Tables 6 and 7.
  • variants I x curing at austenitizing temperatures of 880 ⁇ € (samples F7 to F1 1) or 920 ⁇ € (samples F1 to F6) and for the variant 2 x curing at an austenitizing temperature A satisfactory yield strength and tensile strength level with good toughness was achieved after tempering at 920 ° C. (sample F12)
  • the cold working behavior of these variants can be described as satisfactory
  • the variants mentioned have an austenite grain size of particle size class KG-12 according to DIN EN ISO 643
  • coarser martensite plates with coarser precipitates of (Nb, Mo) C or (Nb, Mo) C are detected with traces of vanadium.
  • the precipitates have a majority average diameter of about 8 nm. Residual austenite was not detected but partially acicular cementite (Fe 3 C) was present. Cementite and coarse precipitates extract carbon from the microstructure and soften their martensite. Therefore, these variants have a lower level of strength compared to the 2-time hardening process at an austenitizing temperature of 880 ° C and tempering (samples F13 to F37).
  • a comparison of the sample F4 with the sample F12 and a comparison of the samples F7 to F1 1 with the samples F13 to F37 shows that in samples with otherwise identical conditions, the yield strength, tensile strength and impact energy for the variants with dual hardening and Tempering is improved compared to simple hardening and tempering.
  • a comparison of samples F13 to F37 with samples F38 to F50 shows that the yield strength and tensile strength for the triple hardening and tempering samples (F38 to F50), by further reducing the former austenite grain size, are again increased over the double-sample samples Hardening and tempering (F13 to F37).
  • a comparison of the samples F1 to F6 with the samples F7 to F1 1 and a comparison of the sample F12 with sample F35 shows that under otherwise identical conditions mechanical properties, yield strength, tensile strength and toughness are improved for the variants having lower austenitizing temperatures of 880 ° C compared to an elevated austenitizing temperature of 920 ° C. Particularly good results and an improvement in the cold forming behavior could be obtained for samples which were both double or triple hardened and austenitized at lower temperatures of 880 ' ⁇ for the hardening process (samples F13 to F37).
  • the flat steel product according to the invention has very uniformly distributed nano-carbide precipitations (Nb, Mo) C or (Nb, Mo) C with traces according to the process of hardening at an austenitizing temperature of 880 ° C. and tempering Vanadium contains.
  • the majority of nano-carbide precipitates have a mean diameter of 4 nm. Retained austenite was not detected. There was also no acicular cementite (Fe 3 C) present.
  • the special matrix of the martensitic microstructure consisting of very fine martensite needle packs, in combination with the very fine and uniformly distributed nano-carbide precipitates in the flat steel product according to the invention to a significant increase in the yield strength and strength level at the same time good cold workability ,
  • the yield strength and strength level of the flat steel product according to the invention lies in the choice of the process 2x hardening (austenitizing temperature of 880 ° C) and tempering, compared to the variant I x hardness (austenitizing temperature of 880 ° C) and tempering, with a stable good toughness level round 60 MPa higher.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen hochfesten Stahl, welcher eine Mindeststreckgrenze von 1.300 MPa aufweist, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahls sowie seine Verwendung.

Description

Hochfester Stahl mit hoher Mindeststreckgrenze und
Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahls
[0001 ] Die Erfindung betrifft einen hochfesten Stahl, welcher eine hohe Mindeststreckgrenze aufweist, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahls sowie seine Verwendung.
[0002] Im Bauwesen, im allgemeinen Maschinenbau, in der Elektrotechnik u.a. werden Stähle bzw. Legierungen verlangt, die sich durch eine besondere Kombination von mechanischen und korrosionschemischen Eigenschaften auszeichnen. Sie sollen oftmals gleichzeitig eine hohe Streckgrenze, eine gute Zähigkeit, eine hohe Ermüdungsfestigkeit, einen hohen Korrosionswiderstand und einen hohen Verschleißwiderstand aufweisen.
[0003] Im Kran- und Mobilkranbau werden derzeit üblicherweise Stähle mit einer Mindeststreckgrenze von bis zu 1 .100 MPa eingesetzt. Die kontinuierliche Weiterentwicklung der hochfesten Feinkornbaustähle ermöglicht durch die stetige Erhöhung der Tragfähigkeit bei gleichzeitiger Verringerung des Betriebsgewichts eine Evolution im Mobilkranbau. Die Fortschritte in der Mobilkranbautechnik verlangen zunehmend die Bereitstellung von hochfesten Grobblechen mit einer Mindeststreckgrenze von 1 .300 MPa.
[0004] Im Stand der Technik sind warmgewalzte Stahlbleche bekannt, welche durch eine gute Verarbeitbarkeit und eine hohe Zugfestigkeit gekennzeichnet sind. Selbst wenn die Zugfestigkeit einen bestimmten Wert übersteigt, beispielsweise 1 .200 MPa, kann ein verzögerter Bruch des Stahlblechs verursacht werden. Ein solcher Bruch kann unter dem Einfluss einer Korrosionsreaktion, die im Laufe der Zeit an dem Stahlblech auftritt, durch in das Innere des Stahlblechs eindringenden Wasserstoff hervorgerufen werden. Folglich hat trotz seiner hohen Zugfestigkeit ein solches Stahlblech einen Defekt. Stahlbleche, welche eine hohe Streckgrenze von 1 .300 MPa aufweisen, benötigen dementsprechend eine hohe Beständigkeit gegenüber einem verzögerten Bruch.
[0005] Stahlbleche mit einer hohen Zugfestigkeit bzw. einer hohen Mindeststreckgrenze weisen oft den Nachteil auf, dass sie aufgrund ihrer schlechten Verformbarkeit nur schwierig durch Kaltumformen zu verarbeiten sind. Darüber hinaus weisen Stahlblechen mit einer hohen Zugfestigkeit und einer hohen Mindeststreckgrenze oft schlechte Zähigkeitseigenschaften auf. Insbesondere bei tiefen Temperaturen von -40 'Ό oder darunter weisen diese Stähle derart geringe Zähigkeitswerte auf, dass ein Einsatz für Baumaschinen, die bei tiefen Temperaturen hohen Zähigkeitsanforderungen genügen müssen, nicht möglich ist.
[0006] 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 aufweist. Das erfindungsgemäße Stahlblech weist eine hohe Mindeststreckgrenze gleich oder höher als 1 .300 MPa und eine Zugfestigkeit gleich oder höher als 1 .400 MPa auf. Die Dicke des erfindungsgemäßen Stahlblechs ist gleich oder größer 4,5 mm und gleich oder kleiner als 25 mm.
[0007] Die Stähle, welche im Stand der Technik beschrieben werden, sind jedoch nicht in jeder Hinsicht zufriedenstellend und es besteht ein Bedarf an Stählen mit verbesserten Eigenschaften.
[0008] Es ist eine Aufgabe der Erfindung, einen hochfesten Stahl bereitzustellen, welcher eine hohe Mindeststreckgrenze, eine hohe Zugfestigkeit und gleichzeitig ein gutes Kaltumformverhalten und gute Zähigkeitseigenschaften bei niedrigen Temperaturen aufweist.
[0009] Diese Aufgabe wird durch den Gegenstand der Patentansprüche und der Beschreibung gelöst.
[0010] Ein erster Aspekt der Erfindung betrifft einen hochfesten Stahl, wobei der Stahl die folgende Zusammensetzung umfasst:
(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.-%.
[001 1 ] Unvermeidbare Verunreinigungen im Sinne der Erfindung umfassen beispielsweise Arsen, Kobalt und/oder Zinn. [0012] Ein Fachmann erkennt, dass der erfindungsgemäße Stahl zusätzlich eines der Elemente (I) bis (t) umfassen kann. Bevorzugt liegt der Gehalt an Stickstoff im erfindungsgemäßen Stahl im Bereich von 0,001 bis 0,006 Gew.-%.
[0013] In einer bevorzugten Ausführungsform umfasst der erfindungsgemäße Stahl Kohlenstoff im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew.-%, Silizium im Bereich von 0,15 bis 0,35 Gew.-%, Mangan im Bereich von 0,85 bis 1 ,00 Gew.-%, Aluminium im Bereich von 0,07 bis 0,10 Gew.-%, Chrom im Bereich von 0,65 bis 0,75 Gew.-%, Niob im Bereich von 0,02 bis 0,03 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,55 bis 0,65 Gew.-%, Vanadium im Bereich von 0,035 bis 0,05 Gew.-%, Nickel im Bereich von 1 ,10 bis 1 ,30 Gew.-%, Bor im Bereich von 0,0020 bis 0,0035 Gew.-%, Kalzium im Bereich von 0,0007 bis 0,0030 Gew.-% und Stickstoff im Bereich von 0,001 bis 0,006 Gew.-%.
[0014] In einer bevorzugten Ausführungsform liegt die Summe der Gehalte von Kohlenstoff und von Mangan in dem hochfesten Stahl im Bereich von 1 ,10 bis 1 ,24 Gew.-%, bevorzugter im Bereich von 1 ,1 1 bis 1 ,23 Gew.-%, im Bereich von 1 ,12 bis 1 ,22 Gew.-%, im Bereich von 1 ,13 bis 1 ,21 Gew.-% oder im Bereich von 1 ,14 bis 1 ,20 Gew.-%.
[0015] Der erfindungsgemäße hochfeste Stahl zeichnet sich bevorzugt durch eine hohe Mindeststreckgrenze ReH bzw. Rp0,2 aus. Die Mindeststreckgrenze bezeichnet diejenige Spannung, bis zu der der erfindungsgemäße Stahl bei einachsiger und momentfreier Zugbeanspruchung keine plastische Verformung zeigt. Bevorzugt beträgt die Mindeststreckgrenze des erfindungsgemäßen Stahls mindestens 1300 MPa, bevorzugter mindestens 1350 MPa, mindestens 1370 MPa, mindestens 1400 MPa, mindestens 1440 MPa, mindestens 1480 MPa oder mindestens 1500 MPa. Bevorzugt wird die Mindeststreckgrenze des erfindungsgemäßen hochfesten Stahls quer zur Walzrichtung bestimmt und gemäß DIN EN ISO 6892-1 /Verfahren B bestimmt.
[0016] Weiterhin zeichnet sich der erfindungsgemäße Stahl bevorzugt durch eine hohe Zugfestigkeit Rm aus. Die Zugfestigkeit bezeichnet die maximale mechanische Zugspannung, die der Stahl aushält, bevor er bricht bzw. reißt. Bevorzugt beträgt die Zugfestigkeit Rm des erfindungsgemäßen Stahls mindestens 1400 MPa, bevorzugter mindestens 1480 MPa, mindestens 1500 MPa, mindestens 1550 MPa, mindestens 1580 MPa, mindestens 1600 MPa oder mindestens 1650 MPa. In einer anderen bevorzugten Ausführungsform liegt die Zugfestigkeit Rm des erfindungsgemäßen Stahls im Bereich von 1400 bis 1700 MPa. Bevorzugt wird die Zugfestigkeit des erfindungsgemäßen hochfesten Stahls quer zur Walzrichtung bestimmt und gemäß DIN EN ISO 6892-1 /Verfahren B bestimmt. [0017] Darüber hinaus zeichnet sich der erfindungsgemäße Stahl bevorzugt durch eine hohe Mindestbruchdehnung A aus. Die Mindestbruchdehnung A ist ein Materialkennwert, der die bleibende Verlängerung des Stahls nach einem Bruch angibt. Bevorzugt wird die Mindestbruchdehnung A gemäß DIN EN ISO 6892-1 /Verfahren B bestimmt. Bevorzugt beträgt die Mindestbruchdehnung A des erfindungsgemäßen Stahls mindestens 8%, bevorzugter mindestens 9 %, mindestens 10%, mindestens 1 1 %, mindestens 12 % oder mindestens 13 %.
[0018] Bevorzugt zeichnet sich der erfindungsgemäße Stahl durch gute Zähigkeitseigenschaften aus. Ein Kennzeichen für Zähigkeitseigenschaften eines Materials ist beispielsweise die Kerbschlagarbeit Av. Die Kerbschlagarbeit Av bezeichnet die bis zum vollständigen Bruch eines Werkstoffs aufgewendete Energie. Die Kerbschlagarbeit Av des erfindungsgemäßen Stahls wird ermittelt gemäß einem Charpy-V-Test gemäß DIN EN ISO 148-1 . Ist die Probe längs zur Walzrichtung ausgerichtet, liegt die Kerbschlagarbeit Av bei einer Prüftemperatur von -40 ^ bei mindestens 30 J. Ist die Probe quer zur Walzrichtung ausgerichtet, liegt die Kerbschlagarbeit Av bei einer Prüftemperatur von -40 °C bei mindestens 27 J, bevorzugter bei mindestens 30 J, bei mindestens 40 J, bei mindestens 50 J, bei mindestens 60 J oder bei mindestens 70 J. Ist die Probe quer zur Walzrichtung ausgerichtet, liegt die Kerbschlagarbeit Av bei einer Prüftemperatur von -60 'Ό bevorzugt bei mindestens 27 J, bevorzugter bei mindestens 30 J, bei mindestens 40 J, bei mindestens 50 J, bei mindestens 60 J oder bei mindestens 70 J.
[0019] Der erfindungsgemäße Stahl weist bevorzugt ein martensitisches Gefüge auf, das bevorzugt aus Martensit-Nadeln mit überwiegend gleichmäßig verteilten Nano- Karbidausscheidungen (Nb, Mo)C bzw. (Nb, Mo)C mit Spuren an Vanadium besteht. Weist der erfindungsgemäße Stahl solche Nano-Karbidausscheidungen auf, weisen diese bevorzugt einen mittleren Durchmesser im Bereich von 1 bis 10 nm auf, bevorzugter im Bereich von 2 bis 8 nm, im Bereich von 3 bis 8 nm oder im Bereich von 3,0 bis 5,0 nm. Besonders bevorzugt weisen die Nano-Karbidausscheidungen einen mittleren Durchmesser von 4 nm auf.
[0020] Es wurde überraschend gefunden, dass das bei dem erfindungsgemäßen Stahl eingestellte martensitische Gefüge in Kombination mit den überwiegend gleichmäßig verteilten Nano-Karbidausscheidungen zu sehr guten Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften bei gleichzeitig guten Umformeigenschaften führt. Entscheidend für das Einstellen des hervorragenden Eigenschaftsprofils des erfindungsgemäßen Stahls ist insbesondere die spezielle Härtebehandlung, welche als einfaches oder mehrfaches Härten erfolgt, gefolgt von einem kurzzeitigen Anlassen in Kombination mit der Auswahl der chemischen Zusammensetzung des Materials.
[0021 ] Der Kohlenstoffgehalt von 0,23 bis 0,25 Gew.-% wird bevorzugt zum Härten des Stahls, insbesondere zum Einstellen eines martensitischen Gefüges mit entsprechenden Festigkeitseigenschaften benötigt. Die Härte bzw. die Festigkeit des Martensits steigt mit zunehmendem Kohlenstoff-Gehalt an. Um die gewünschten Festigkeitseigenschaften zu erreichen, ist ein Kohlenstoff-Gehalt von mindestens 0,23 Gew.-% erforderlich. Der Kohlenstoff-Gehalt des Stahls ist auf höchstens 0,25 Gew.-% begrenzt, da höhere Kohlenstoff-Gehalte das Verarbeitungsverhalten hinsichtlich des Schweißverhaltens und der Kaltumformbarkeit negativ beeinflussen würden.
[0022] Silizium wird bevorzugt einerseits bei der Erzeugung des Stahls als Desoxidationsmittel eingesetzt. Andererseits trägt das Element bevorzugt zur Steigerung der Festigkeitseigenschaften bei. Des Weiteren ist Silizium neben Kohlenstoff, Mangan, Chrom, Molybdän, Nickel und Vanadium ein Element, das bevorzugt einen direkten Einfluss auf die Ac3-Umwandlungstemperatur ausübt. Eine Umwandlungstemperatur bezeichnet eine Temperatur, bei der ein Werkstoff eine Phasenänderung erfährt oder diejenige Temperatur, bei der eine Umwandlung beginnt oder endet, wenn die Umwandlung in einem Temperaturintervall abläuft. Bei Stählen ist u.a. die Ac3-Temperatur von besonderer Bedeutung. Sie bezeichnet diejenige Temperatur, bei der die Umwandlung von Ferrit in Austenit bei einem Wärmeprozess endet. Austenit ist dabei die Bezeichnung für die kubisch- flächenzentrierte Modifikation des reinen Eisens und seiner Mischkristalle. Zur Erreichung der geforderten Festigkeitseigenschaften sind für den erfindungsgemäßen Stahl mindestens 0,15 Gew.-% Silizium erforderlich. Wird dem Stahl zu viel Silizium hinzugegeben, hat dies einen negativen Einfluss auf das Schweißverhalten, das Verformungsvermögen und die Zähigkeitseigenschaften. Der Siliziumgehalt des erfindungsgemäßen Stahls beträgt höchstens 0,35 Gew.-%, da bis zu diesem Silizium-Gehalt bevorzugt noch etwas günstigere Zähigkeitseigenschaften sowie Schweißeigenschaften eingestellt werden können.
[0023] Mangan wird in Feinkornbaustählen bevorzugt als kostengünstiges Legierungselement zur Verbesserung der mechanisch-technologischen Werkstoffeigenschaften eingesetzt. Für den erfindungsgemäßen Stahl wird zum Erreichen des geforderten Streckgrenzen- und Festigkeitsniveaus ein Mindestgehalt von 0,85 Gew.-% Mangan benötigt. Höhere Mangan-Gehalte > 1 ,0 Gew.-% können zu einer ungünstigeren Martensit- struktur führen, die einen groben Plattenmartensit aufweisen kann, welcher sich negativ auf die Zähigkeitseigenschaften und das Kaltumformverhalten des Stahls auswirkt. Darüber hinaus wird durch die Zugabe höherer Mangan-Gehalte das Kohlenstoffäquivalent CET erhöht, was wiederum das Schweißverhalten und das Umformverhalten des Stahls negativ beeinflusst. Ferner führen höhere Mangan-Gehalte zu einem ungünstigen Seigerungsverhalten. Als Seigerung werden Entmischungen einer Schmelze bezeichnet, die unmittelbar zu einer örtlichen Zu- oder auch Abnahme von bestimmten Elementen innerhalb eines Mischkristalls führen können. Zur Einstellung eines feinstrukturierten martensitischen Gefüges mit guten Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften wird daher vorzugsweise die obere Grenze des Mangan-Gehalts auf 1 ,0 Gew.-% begrenzt.
[0024] Ein wesentliches Unterscheidungsmerkmal hinsichtlich der chemischen Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls im Vergleich zu dem in EP 2 267 177 A1 beschriebenen Stahl ist, dass zum Einstellen eines martensitischen Härtungsgefüges mit guten Zähigkeits- und Festigkeitseigenschaften bevorzugt ein höherer Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew-% und ein niedriger Mangangehalt im Bereich von 0,85 bis 1 ,0 Gew.-% eingestellt werden muss. Wie bereits beschrieben wird zum Einstellen eines rein martensitischen Gefüges mit entsprechenden Festigkeitseigenschaften bevorzugt ein Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew.-% in Verbindung mit einem abgestimmten Mangangehalt benötigt. Um die Ausbildung einer ungünstigeren und insbesondere stark zähigkeitsmindernden Gefügestruktur mit grobem Plattenmartensit zu verhindern, sind bevorzugt bei Kohlenstoffgehalten im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew.-% abgestimmte Mangangehalte im Bereich von 0,85 bis 1 ,0 Gew.-% zu berücksichtigen. Die angepasste Kombination der Elemente Mangan und Kohlenstoff ergibt ein optimal eingestelltes Gefüge mit sehr guten Zähigkeits- und Festigkeitseigenschaften. Erfindungsgemäß beträgt deshalb die Summe der Gehalte von Kohlenstoff und Mangan mindestens 1 ,08 Gew.-% und höchstens 1 ,25 Gew.-%. Zum Einstellen eines hochfesten Gefüges mit besonders guten Zähigkeitseigenschaften bei niedrigen Temperaturen von zum Beispiel -40 °C ist die Einhaltung der Bedingung, dass die Summe der Gehalte von Kohlenstoff und Mangan kleiner oder gleich 1 ,17 Gew.-% beträgt, besonders bevorzugt.
[0025] Der Eisenbegleiter Phosphor wirkt sehr stark zähigkeitsmindernd und zählt in Baubzw. Feinkornbaustählen zu den unerwünschten Begleitelementen. Darüber hinaus kann Phosphor beim Erstarren der Schmelze zu starken Seigerungen führen. Das Element Phosphor wird daher in dem erfindungsgemäßen Stahl auf < 0,012 Gew.-%, bevorzugt auf
< 0,010 Gew.-%, besonders bevorzugt auf < 0,008 Gew.-%, auf < 0,006 Gew.-% oder auf
< 0,004 Gew.-% begrenzt. [0026] Schwefel ist ein unerwünschtes Begleitelement, das die Kerbschlagzähigkeit und die Umformbarkeit bzw. das Kaltumformverhalten verschlechtert. Bei unbehandelten Stählen liegt der Schwefel nach der Erstarrung in Form von Mangansulfid-Einschlüssen vor, die beim Auswalzen zu Grobblechen parallel zur bzw. zellenförmig in Walzrichtung gestreckt werden und sich sehr ungünstig auf die Werkstoffeigenschaften, insbesondere auf die Isotropie des Werkstoffs auswirken (Zähigkeitseigenschaften quer zur Walzrichtung). Der Schwefel-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls wird daher bevorzugt auf < 0,003 Gew.-% begrenzt und wird bevorzugt durch eine gezielte Kalzium-Behandlung reduziert. Die Kalzium-Behandlung wird darüber hinaus bevorzugt zur gezielten Beeinflussung der Sulfidform (Kugelform) genutzt.
[0027] Aluminium wird in dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten im Bereich von 0,07- 0,10 Gew.-% bevorzugt sowohl als Desoxidationsmittel als auch als Mikrolegierungselement verwendet. Als Desoxidationsmittel trägt es bevorzugt dazu bei, den im Stahl vorhandenen Stickstoff abzubinden, so dass das bevorzugt in Gehalten von 0,0020-0,0035 Gew.-% vorhandene Bor seine festigkeitssteigernde Wirkung entfalten kann. Darüber hinaus wird Aluminium bevorzugt als Mikrolegierungselement zur Kornfeinung eingesetzt. Von allen Elementen, die zur gezielten Beeinflussung der Austenitkorngröße dem Stahl zugesetzt werden, ist Aluminium am wirksamsten. Eine feine Dispersion von AIN-Partikeln hemmt bevorzugt wirksam das Austenitkornwachstum. Des Weiteren erhöht Aluminium bevorzugt die Alterungsbeständigkeit des Stahls und verringert Lunker und Seigerungen. Als Lunker wird ein bei der Erstarrung gegossener Teile entstandener Hohlraum bezeichnet. Der Aluminiumgehalt beträgt mindestens 0,07 Gew.-%, um die gewünschte Feinkörnigkeit im Stahl einzustellen. Darüber hinaus wirkt sich dieser Aluminium-Gehalt positiv auf die Zähigkeitseigenschaften und das Kaltumformverhalten des Stahls aus. Der Aluminiumgehalt beträgt höchstens 0,1 Gew.-%, da Aluminiumgehalte oberhalb 0,1 Gew.-% zu freiem Aluminium führen können, wodurch die Gefahr der Bildung von unerwünschtem Aluminiumoxid ansteigt.
[0028] Chrom in Gehalten von 0,65-0,75 Gew.-% verbessert bevorzugt die Härtbarkeit des Austenits. Durch die karbidbildende Wirkung unterstützt Chrom bevorzugt die Festigkeitseigenschaften des Stahls. Aus diesem Grund sind mindestens 0,65 Gew.-% Chrom erforderlich. Darüber hinaus wirkt sich eine Zugabe des Elements Chrom positiv auf die Durchhärtbarkeit von Stählen aus und erhöht somit auch die Verschleißbeständigkeit. Die Zugabe höherer Chrom-Gehalte verringert die Zähigkeitseigenschaften und beeinträchtigt durch die Erhöhung des Kohlenstoffäquivalentes CET negativ das Schwei ßverhalten. Daher ist erfindungsgemäß die obere Grenze des Bereichs der Chrom-Gehalte auf 0,75 Gew.-% begrenzt. [0029] Kupfer zählt zu den unerwünschten Begleitelementen. Bevorzugt ist der Gehalt an Kupfer auf < 0,1 Gew.-% begrenzt.
[0030] Niob dient in Gehalten von 0,02-0,03 Gew.-% bevorzugt zur Stickstoff-Abbindung. Darüber hinaus ist Niob in dem erfindungsgemäßen Stahl bevorzugt zur Unterstützung der Austenitkornfeinung vorhanden; die fein verteilten Niobcarbonitride im Austenit behindern das Kornwachstum effektiv und haben so einen positiven Effekt auf die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften des Stahls. Der Niob-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls ist auf höchstens 0,03 Gew.-% begrenzt, um die Bildung des zähigkeitsschädlichen Niobcarbids zu vermeiden. Niob ist bevorzugt ab Gehalten oberhalb 0,02 Gew.-% wirksam. Studien zum Einsatz von Niob in wassergehärteten und angelassenen Stählen ergaben, dass der positive Einfluss von Niob auf die mechanischen Eigenschaften in Gehalten von 0,02-0,03 Gew.-% erzielt werden kann. Es ist bekannt, dass Niob in Gehalten von 0,02-0,03 Gew.-% in wassergehärteten und angelassenen Stählen durch seine kornfeinende Wirkung einen positiven Einfluss auf die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften hat. Darüber hinaus trägt Niob in mikrolegierten Bor-Stählen zur Verbesserung des Reinheitsgrades bei und wirkt sich positiv auf die Zähigkeitseigenschaften in der Schweißnaht aus.
[0031 ] Molybdän wird dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,55-0,65 Gew.-% bevorzugt zur Erhöhung der Festigkeit und Verbesserung der Durchhärtbarkeit zulegiert. Hierzu ist ein Molybdän-Gehalt von mindestens 0,55 Gew.-% erforderlich. Darüber hinaus verbessert Molybdän bevorzugt die Anlassbeständigkeit des Stahls und wirkt positiv auf Warmfestigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. In wasservergüteten Feinkornbaustählen wird Molybdän bevorzugt als Karbidbildner zur Erhöhung der Streckgrenze und Zähigkeit in Gehalten bis höchstens 0,7 Gew.-% eingesetzt. Höhere Molybdän-Gehalte erhöhen das Kohlenstoffäquivalent CET und wirken sich negativ auf das Schweißverhalten aus. Für ein optimales Schweißverhalten ist daher der Molybdän-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 0,65 Gew.-% begrenzt.
[0032] Der Eisenbegleiter Stickstoff schädigt in atomarer Form die mechanischen Eigenschaften der Stähle. Daher ist der Stickstoffgehalt des erfindungsgemäßen Stahls für die Schmelzanalyse bevorzugt auf < 0,006 Gew.-% begrenzt. Bevorzugt liegt der Gehalt an Stickstoff im erfindungsgemäßen Stahl im Bereich von 0,001 bis 0,006 Gew.-%. Durch die Zugabe von Aluminium wird der in der Schmelze des erfindungsgemäßen Stahls vorhandene Stickstoff bevorzugt zu schwerlöslichen Nitriden (AIN) abgebunden. [0033] Bevorzugt ist der Gehalt an Titan in dem erfindungsgemäßen Stahl auf < 0,008 Gew.- % begrenzt.
[0034] Vanadium wird dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,035-0,05 Gew.-% bevorzugt zur Kornfeinung und zur Erhöhung des Streckgrenzen- und Festigkeitsniveaus hinzugegeben. Ausscheidungen von Vanadiumcarbonitriden haben darüber hinaus neben der kornfeinenden auch eine stark ausscheidungshärtende Wirkung. Da höhere Vanadium- Gehalte die Zähigkeitseigenschaften mindern, beträgt der Vanadium-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls höchstens 0,05 Gew.-%.
[0035] Die Zugabe von Nickel in Gehalten von 1 ,10-1 ,30 Gew.-% ist bevorzugt zum Erreichen des Festigkeits- und Streckgrenzenniveaus erforderlich. Darüber hinaus erhöht Nickel bevorzugt die Durch härtbarkeit und Durchvergütung. Höhere Nickel-Gehalte wirken sich nur geringfügig auf die Festigkeitseigenschaften des Stahls aus, hingegen führen diese zu einer Verbesserung der Zähigkeitseigenschaften. Zur Einstellung der geforderten Zähigkeitseigenschaften des Stahls bis -ΘΟ'Ό ist daher ein Mindestgehalt >1 ,10 Gew.-% an Nickel erforderlich. Höhere Nickel-Gehalte erhöhen das Kohlenstoffäquivalent CET und wirken sich negativ auf das Schweißverhalten aus. Daher beträgt der Nickelgehalt des erfindungsgemäßen Stahls höchstens 1 ,30 Gew.-%.
[0036] Bevorzugt verzögert das Mikrolegierungselement Bor in atomarer Form die Gefügeumwandlung zu Ferrit und/oder Bainit und verbessert die Härtbarkeit und Festigkeit von Feinkornbaustählen. Diese Wirkungsweise von Bor kann jedoch nur genutzt werden, wenn der Stickstoff durch starke Nitridbildner stabil abgebunden wird. Zur Steigerung der Härtbarkeit und Festigkeit wird dem erfindungsgemäßen Stahl ein Borgehalt im Bereich von 0,0020-0,0035 Gew.-% zulegiert. Die Stickstoffabbindung erfolgt bevorzugt über die Elemente Aluminium und Niob. Der Bor-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls ist auf höchstens 0,0035 Gew.-% begrenzt, da die festigkeitssteigernde Wirkung mit steigendem Bor-Gehalt zunächst zunimmt und oberhalb eines Maximums wieder abfällt.
[0037] Zinn zählt zu den unerwünschten Begleitelementen. Bevorzugt ist der Gehalt an Zinn im erfindungsgemäßen Stahl < 0,03 Gew.-%.
[0038] Das Element Wasserstoff wird bevorzugt mittels Vakuumbehandlung bevorzugt auf Gehalte < 2,0 ppm reduziert. [0039] Arsen zählt zu den unerwünschten Begleitelementen und sein Gehalt im erfindungsgemäßen Stahl ist daher bevorzugt < 0,01 Gew.-%.
[0040] Kalzium wird der Schmelze bevorzugt als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidformbeeinflussung hinzugegeben, was bevorzugt zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmumformung führt. Darüber hinaus wird durch die Kalzium-Zugabe bevorzugt auch das Kaltumformverhalten des erfindungsgemäßen Stahls wesentlich verbessert. Der Kalzium-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist daher bevorzugt 0,0007-0,0030 Gew.-%.
[0041 ] Kobalt zählt zu den herstellungsbedingt unvermeidbaren Begleitelementen im Stahl. Sein Gehalt im erfindungsgemäßen Stahl ist bevorzugt < 0,01 Gew.-%.
[0042] Das Schweißverhalten eines Stahls kann anhand verschiedener Kohlenstoffäquivalente beschrieben werden. Das Kohlenstoffäquivalent ist in der Werkstoffkunde ein Maß zur Beurteilung der Schweißeignung von Stählen. Der Kohlenstoffgehalt und eine Vielzahl anderer Legierungselemente im Stahl beeinflussen dabei sein Verhalten. Zur Beurteilung der Schweißeignung ist deshalb im Kohlenstoffäquivalent der Kohlenstoffgehalt und der gewichtete Anteil der Elemente, welche die Schweißeignung des Stahls ähnlich beeinflussen, wie es vom Kohlenstoff zu erwarten wäre, zu einem Zahlenwert zusammengefasst. Dabei impliziert ein niedriger Wert des Kohlenstoffäquivalents eine gute Schweißeignung. Höhere Werte erfordern, abhängig von der Verarbeitungsdicke, das Vorwärmen des Materials. Das Werkstück kann nur mit erhöhtem Aufwand geschweißt werden, da es durch Martensitbildung zu Kalt- bzw. Härterissen kommen kann. Für die Berechnung des Kohlenstoffäquivalents gibt es dabei kein allgemein gültiges Verfahren. Ein mögliches Kohlenstoffäquivalent stellt das Pcm nach Ito & Bessyo dar.
[0043] In einer bevorzugten Ausführungsform weist der Stahl eine Austenitkorngröße von > 1 1 gemäß DIN EN ISO 643 auf.
[0044] In einer bevorzugten Ausführungsform kann das Kohlenstoffäquivalent Pcm des erfindungsgemäßen Stahls berechnet werden 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 < 0,44 Gew.-%, bevorzugter 0,38 % < Pcm < 0,41 %. [0045] Ein weiteres Kohlenstoffäquivalent ist das Ceq nach Kihara. In einer bevorzugten Ausführungsform kann das Ceq des hochfesten Stahls berechnet werden 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 Gew.-% < Ceq < 0,78 Gew.-%, bevorzugter 0,69 Gew.-% < Ceq < 0,72 Gew.-%.
[0046] Der erfindungsgemäße Stahl lässt sich gut schweißen. Eine Grundvoraussetzung für das Schweißen von hochfesten Feinkornbaustählen ist, dass die Schweißverbindungen rissfrei sind. Ob ein Stahl oder Schweißgut kaltrissempfindlich sind, kann durch die Berechnung des Kohlenstoffäquivalentes CET abgeschätzt werden. Neben dem Kohlenstoff begünstigen bevorzugt die Elemente Mangan, Chrom, Molybdän, Vanadium, Kupfer und Nickel das Kaltrissverhalten.
[0047] In einer bevorzugten Ausführungsform kann das CET berechnet werden 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.-%, bevorzugter 0,44 Gew.-% < CET < 0,46 Gew.-%.
[0048] Bei höherlegierten Stählen wird das Vorwärmen als wirksame Gegenmaßnahme zur Vermeidung von Kaltrissen eingesetzt, wobei beim Schweißen die Abkühlung des Nahtbereichs bevorzugt während und/oder nach dem Schweißen verzögert wird. In einer bevorzugten Ausführungsform kann die für das Schweißen des hochfesten Stahls erforderliche Mindestvorwärmtemperatur berechnet werden mit
TP(<C) = 700 CET + 160 tanh(d/35) + 62 HD0 35 + (53 CET - 32)Q - 330,
wobei d die zu schweißende Blechdicke in mm, HD der Wasserstoffgehalt des Schweißguts in cm3/100g und Q die Wärmeeinbringung beim Schweißen in kJ/mm sind,
und wobei Tp höchstens 220 ^ betragen sollte.
[0049] Bevorzugt kann durch Vorwärmen des Nahtbereichs einer Martensitbildung im Nahtbereich, die zu einer Aufhärtung führt, gezielt entgegengewirkt werden. Zu beachten ist jedoch, dass die maximal vom Stahlhersteller vorgegebene Vorwärmtemperatur bzw. die Anlasstemperatur des Stahls nicht überschritten wird. [0050] Bevorzugt wird der erfindungsgemäße Stahl im Bauwesen, im allgemeinen Maschinenbau und/oder in der Elektrotechnik verwendet. Besonders bevorzugt wird der erfindungsgemäße Stahl im Kran- und Mobilkranbau verwendet.
[0051 ] Ein weiterer Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:
(a) Erzeugen einer Stahlschmelze, die neben Eisen die folgenden Elemente umfasst:
Kohlenstoff: 0,23 - 0,25 Gew.-%
Silizium: 0,15 - 0,35 Gew.-%
Mangan: 0,85 - 1 ,00 Gew.-%
Aluminium: 0,07 - 0,10 Gew.-%
Chrom: 0,65 - 0,75 Gew.-%
Niob: 0,02 - 0,03 Gew.-%
Molybdän: 0,55 - 0,65 Gew.-%
Vanadium: 0,035 - 0,05 Gew.-%;
Nickel: 1 ,10 - 1 ,30 Gew.-%
Bor: 0,0020 - 0,0035 Gew.-%;
Kalzium: 0,0007 - 0,0030 Gew.-%; sowie ggf. weitere Elemente, wobei für den maximalen Gehalt der weiteren Elemente gilt:
Phosphor: < 0,012 Gew.-%; und/oder
Schwefel: < 0,003 Gew.-%; und/oder
Kupfer: < 0,10 Gew.-%; und/oder
Stickstoff: < 0,006 Gew.-%; und/oder
Titan: < 0,008 Gew.-%; und/oder
Zinn: < 0,03 Gew.-%; und/oder
Wasserstoff: < 2,00 ppm; und/oder
Arsen: < 0,01 Gew.-%; und/oder
Kobalt: < 0,01 Gew.-%
Reduktion des Wasserstoffgehaltes durch eine Vakuumbehandlung der Stahlschmelze; Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme;
Erwärmen der gebildeten Bramme auf eine Temperatur im Bereich von 1 100 °C bis 1250°C;
Entzundern der Bramme; (f) Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt;
(g) ggf. Aufhaspeln des Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur mindestens 800 °C beträgt; wobei beim Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt die Walzanfangstemperatur im Bereich von Ι ΟδΟ 'Ό bis 1250 ^ und die Endwalztemperatur > 880 °C beträgt und wobei für das Pcm gilt: 0,38 Gew.-% < Pcm < 0,44Gew.-%.
[0052] Alle bevorzugten Ausführungsformen, welche vorstehend im Zusammenhang mit dem erfindungsgemäßen hochfesten Stahl beschrieben wurden, gelten analog auch für das erfindungsgemäße Verfahren und werden daher nicht wiederholt.
[0053] Ein Fachmann erkennt, dass die erfindungsgemäße Stahlschmelze zusätzlich eines der Elemente Phosphor, Schwefel, Kupfer, Stickstoff, Titan, Zinn, Wasserstoff, Arsen bzw. Kobalt umfassen kann. Bevorzugt liegt der Gehalt an Stickstoff im erfindungsgemäßen Stahl im Bereich von 0,001 bis 0,006 Gew.-%.
[0054] In einer bevorzugten Ausführungsform umfasst die erfindungsgemäße Stahlschmelze Kohlenstoff im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew.-%, Silizium im Bereich von 0,15 bis 0,35 Gew.-%, Mangan im Bereich von 0,85 bis 1 ,00 Gew.-%, Aluminium im Bereich von 0,07 bis 0,10 Gew.-%, Chrom im Bereich von 0,65 bis 0,75 Gew.-%, Niob im Bereich von 0,02 bis 0,03 Gew.-%, Molybdän im Bereich von 0,55 bis 0,65 Gew.-%, Vanadium im Bereich von 0,035 bis 0,05 Gew.-%, Nickel im Bereich von 1 ,10 bis 1 ,30 Gew.-%, Bor im Bereich von 0,0020 bis 0,0035 Gew.-%, Kalzium im Bereich von 0,0007 bis 0,0030 Gew.-% und Stickstoff im Bereich von 0,001 bis 0,006 Gew.-%.
[0055] Bevorzugt wird die Stahlschmelze in einem Konverterstahlwerk erzeugt. In Schritt (b) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die Stahlschmelze einer Vakuumbehandlung zur Reduktion des Wasserstoffgehaltes bevorzugt < 2,00 ppm unterzogen.
[0056] Während der Herstellung von Stahl kann aufgrund der Erstarrung oder des Walzens ein Gefüge mit gerichteten Eigenschaften entstehen. Für einen gewalzten Grundwerkstoff ergibt sich dann im Kerbschlagbiegeversuch ein von Probenlage und Prüfrichtung abhängiges Verhalten. Diese Anisotropie wird vor allem durch gestreckte Mangansulfide verursacht. Während im Bereich des Spaltbruchs ihr Einfluss gering ist und auch die Übergangstemperatur nur wenig beeinflusst wird, zeigt sich im Bereich des duktilen Bruchs ein deutlicher Einfluss. Eine Verbesserung der Isotropie der Zähigkeitseigenschaften erhält man durch Absenkung des Schwefelgehaltes und/oder Abbindung des Schwefels zu Sulfiden mit höheren Schmelzpunkten und entsprechend größerer Formänderungsfestigkeit. Eine solche Sulfidformbeeinflussung kann beispielsweise durch Behandlung mit Cer, Titan oder Zirkon erfolgen.
[0057] Bevorzugt erfolgt die Entschwefelung und die gezielte Kalzium-Behandlung zur Sulfidformbeeinflussung zur Verringerung der Werkstoffanisotropie durch eine Kalzium- Behandlung der Stahlschmelze mit Kalzium-Gehalten im Bereich von 0,0007 bis 0,0030 Gew.-%.
[0058] In Schritt (c) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die Stahlschmelze zu einer Bramme auf einer Stranggießanlage vergossen. Beim Stranggießen erstarrt der kontinuierlich gegossene Strang über die Bildung einer festen Strangschale, um anschließend in Richtung Strangmitte zu erstarren. Hierbei kann es an der Erstarrungsfront zu Anreicherungen von Legierungselementen kommen. Diese können im durcherstarrten Strang Kernseigerungen verursachen. Seigerungen sind Entmischungen einer Schmelze, die unmittelbar zu einer örtlichen Zu- oder auch Abnahme von bestimmten Elementen innerhalb des Mischkristalls führen können. Sie entstehen beim Übergang der Schmelze in den festen Zustand. Die Kernseigerungen können zu Inhomogenitäten und ungleichmäßigen Eigenschaften über dem Strangquerschnitt führen. Zur positiven Beeinflussung der Seigerungs- zone in der Bramme wird bevorzugt das Verfahren der Softreduction angewandt. Dabei wird der noch nicht vollständig durcherstarrte Strang und damit auch der noch flüssige Kern geringfügig verwalzt.
[0059] In Schritt (d) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird die in Schritt (c) gebildete Bramme bevorzugt auf eine Temperatur im Bereich von 1 100°C bis 1250°C erwärmt, bevorzugter im Bereich von 1200 ^ bis 1250°C. Bevorzugt liegt die Aufheizrate dabei im Bereich von 1 bis 4 K/min.
[0060] In Schritt (e) wird die Bramme bevorzugt entzundert. Bevorzugt wird die Bramme mit einem Hochdruckbrammenwascher entzundert.
[0061 ] Beim Entzundern wird die auf der Oberfläche von Stahl bei hohen Temperaturen gebildete, bevorzugt aus Eisenoxiden bestehende Zunderschicht entfernt. Das Entzundern kann nach üblichen, dem Fachmann bekannten Methoden wie beispielsweise durch Beizen, Bürsten, Strahlen, Biegeentzundern oder Flammstrahlen erfolgen. Bevorzugt erfolgt das Entzundern mit Wasser bei einem Druck im Bereich von 150 bis 300 bar. [0062] In Schritt (f) des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgt bevorzugt das Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt. Bevorzugt liegt die Walzanfangstemperatur im Bereich von 1050 <€ bis 1200 <€. Die Endwalztemperatur beträgt bevorzugt > 880 °C und kleiner 1000 °C. Bevorzugt wird in jedem Walzstich eine Stichabnahme e von > 10 % erzielt. Bevorzugt liegt die Stichabnahme e für jeden Walzstich im Bereich von 10 bis 50 %. Die Stichabnahme e ergibt sich für jeden Walzstich gemäß der folgenden Beziehung: e = (hE - hA) / hE * 100 % wobei hE die Dicke des Walzguts beim Einlauf in das Walzgerüst, das heißt vor Beginn des jeweiligen Walzstichs, in mm ist und hA die Dicke des Walzguts nach dem Auslauf aus dem Walzgerüst, das heißt nach dem jeweiligen Walzstich, in mm ist.
[0063] Bevorzugt wird eine Gesamtumformung ev von 80 bis 98 % erzielt. Die Gesamtumformung ev ergibt sich gemäß der folgenden Beziehung: ev = (h0 - h1 ) / h0 * 100 % wobei hO die Dicke des Walzguts vor dem Beginn des gesamten Walzvorgangs, das heißt vor dem ersten Walzstich, in mm ist und h1 die Dicke des Walzguts nach dem gesamten Walzvorgang, das heißt nach dem letzten Walzstich, in mm ist.
[0064] Bevorzugt erfolgt das Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt reversierend auf einer Grobblechstraße bevorzugt mit einem Duo- oder Quartowalzgerüst und einer ggf. anschließenden Fertigstraße mit mehreren Walzgerüsten oder über ein Warmbandwerk, bestehend aus einem Vorwalzgerüst und einer Fertigstraße mit bis zu sieben Walzgerüsten.
[0065] In einer bevorzugten Ausführungsform wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt unmittelbar nach dem Warmwalzen aus der Walzhitze heraus mindestens einer Härtebehandlung unterzogen, wobei die Härtebehandlung ein schnelles Abschrecken des Stahlflachprodukts auf eine unterhalb von 200 °C liegende Temperatur umfasst, wobei die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25 K/s beträgt. Wird das Stahlflachprodukt unmittelbar nach dem Warmwalzen aus der Walzhitze heraus einer Härtebehandlung unterzogen, wird das Stahlflachprodukt insbesondere ohne weiteres Erwärmen der Härtebehandlung unterzogen. Bevorzugt hat dann das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen eine Endwalztemperatur von mindestens 860 °C.
[0066] In einer anderen bevorzugten Ausführungsform wird das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen mindestens einer Härtebehandlung unterzogen, wobei die Härtebehandlung die folgenden Schritte umfasst:
(i) Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur, welche mindestens 40 K oberhalb der Ac3-Temperatur des erfindungsgemäßen Stahls liegt, wobei die Ac3-Temperatur berechnet werden kann mit
Ac3 [<€] = 902 - 255*[C] + 19*[Si] - 1 1 *[Mn] - 5*[Cr] + 13*[Mo] - 20*[Ni] + 55*[V];
wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind; und
(ii) schnelles Abschrecken des Stahlflachprodukts, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25K/s beträgt, auf eine unterhalb von 200 ^ liegende Temperatur.
[0067] Die Ac3-Temperatur kennzeichnet die Umwandlungstemperatur beim Erwärmen des Stahls, bei der die Umwandlung des Ferrits in den Austenit endet. Die Ac3-Temperatur kann nach Hougardy näherungsweise berechnet werden mit:
Ac3 [<C] = 902 - 255*[C] + 19*[Si] - 1 1 *[Mn] - 5*[Cr] + 13*[Mo] - 20*[Ni] + 55*[V], wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind.
[0068] Ein Erwärmen des Stahlflachprodukts auf Austenitisierungstemperatur zur Härtebehandlung ist insbesondere dann erforderlich, wenn das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen abkühlt. Bevorzugt wird das Stahlflachprodukt zur Härtebehandlung zunächst auf eine Austenitisierungstemperatur erwärmt, welche mindestens 40K oberhalb der Ac3- Temperatur des erfindungsgemäßen Stahls liegt, um eine vollständige Austenitisierung des Materials zu erreichen. Bevorzugt wird das Stahlflachprodukt zur Härtebehandlung auf eine Austenitisierungstemperatur im Bereich von 860 °C bis maximal 920 °C gebracht, bevorzugter im Bereich von 870 °C bis 920 °C.
[0069] Das Stahlflachprodukt wird nach dem Erwärmen in einem geeigneten Abschreckmedium so schnell abgeschreckt, dass sich mindestens 70 % Martensit, bevorzugt 80 % Martensit, besonders bevorzugt 90 % Martensit, ganz besonders bevorzugt 100 % Martensit bildet. Geeignete Abschreckmedien sind beispielsweise Wasser oder Öl. Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt wird dabei schnell, das heißt mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 25 K/s von der Austenitisierungstemperatur auf eine Temperatur von höchstens 200 °C abgeschreckt. Bevorzugt sind zwischen 800 °C und 500 °C Abkühlgeschwindigkeiten von mindestens 25 K/s, bevorzugter mindestens 50 K/s, mindestens 100 K/s, mindestens 150 K/s oder mindestens 200 K/s erforderlich.
[0070] In einer bevorzugten Ausführungsform wird das Stahlflachprodukt nach der Härtebehandlung aus der Walzhitze heraus mindestens einer weiteren Härtebehandlung unterzogen, wobei die Härtebehandlung die folgenden Schritte umfasst:
(i) Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur, welche mindestens 40 K oberhalb der Ac3-Temperatur des erfindungsgemäßen Stahls liegt, wobei die Ac3-Temperatur berechnet werden kann mit
Ac3 [<€] = 902 - 255*[C] + 19*[Si] - 1 1 *[Mn] - 5*[Cr] + 13*[Mo] - 20*[Ni] + 55*[V]; wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind; und
(ii) schnelles Abschrecken des Stahlflachprodukts, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25K/s beträgt, auf eine unterhalb von 200^ liegende Temperatur.
[0071 ] Ein wesentlicher Unterschied zu dem aus EP 2 267 177 A1 bekannten Stahlflachprodukt ist, dass die Mindest-Austenitisierungstemperatur des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes zur gleichmäßigen Austenitisierung bevorzugt größer oder gleich 860 'Ό beträgt. Geringere Austenitisierungstemperaturen von kleiner 860 'Ό führen in Kombination mit der abgestimmten chemischen Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes bevorzugt zu einer unerwünschten Teilaustenitisierung, die es zu verhindern gilt. Des Weiteren sollte die Austenitisierungstemperatur bevorzugt < 920 ^ betragen, da höhere Temperaturen das Austenitkornwachstum fördern, was zu einer Verminderung der mechanisch-technologischen Eigenschaften führen würde. Untersuchungen haben gezeigt, dass die optimale Austenitisierungstemperatur für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt bevorzugt ca. 880 'Ό beträgt.
[0072] Neben der Austenitisierungstemperatur wird das Austenitkornwachstum bevorzugt auch durch die Austenitisierungsdauer beeinflusst, wobei jedoch die Temperatur bevorzugt einen größeren Einfluss auf das Austenitkornwachstum hat. In einer bevorzugten Ausführungsform beträgt die Haltedauer auf Austenitisierungstemperatur des erfindungs- gemäßen Stahlflachprodukts höchstens 60 Minuten, bevorzugter höchstens 30 Minuten oder höchstens 15 Minuten.
[0073] In einer bevorzugten Ausführungsform erfolgt die Härtebehandlung des Stahlflachprodukts mehrfach, insbesondere zweifach oder dreifach. Bevorzugt wird durch eine gezielte Wiederholung des Härtevorgangs die Feinkörnigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes gezielt beeinflusst bzw. bevorzugt um eine Korngrößenklasse gemäß DIN EN ISO 643 verbessert. Bevorzugt führt eine zweite Härtebehandlung durch den Effekt der Austenitkornfeinung zu einem sehr feinen martensitischen Gefüge mit verbesserten mechanisch-technologischen Eigenschaften.
[0074] Bei der ersten Härtebehandlung kann das Stahlflachprodukt entweder unmittelbar nach dem Warmwalzen aus der Walzhitze heraus einer Härtebehandlung unterzogen werden, oder das Stahlflachprodukt kann zunächst auf eine Austenitisierungstemperatur erwärmt werden, welche mindestens 40 K oberhalb der Ac3-Temperatur des erfindungsgemäßen Stahls liegt und dann einer Härtebehandlung unterzogen werden. Bei jeder weiteren Härtebehandlung wird das Stahlflachprodukt zunächst auf eine Austenitisierungstemperatur erwärmt, welche mindestens 40 K oberhalb der Ac3-Temperatur des erfindungsgemäßen Stahls liegt, und wird dann einer Härtebehandlung unterzogen.
[0075] In einer bevorzugten Ausführungsform wird das Stahlflachprodukt nach der Härtebehandlung angelassen, wobei die Haltezeit der Anlassbehandlung weniger als 15 Minuten beträgt und die Temperatur der Anlassbehandlung unterhalb der Ac1 -Temperatur liegt, wobei die Ac1 -Temperatur nach Hougardy näherungsweise berechnet werden kann mit
Ad [ °C] = 739 - 22*[C] + 2*[Si] - 7*[Mn] + 14*[Cr] + 13*[Mo] - 13*[Ni] + 20*[V], wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind.
[0076] Die Ac1 -Temperatur kennzeichnet dabei die Umwandlungstemperatur beim Erwärmen des Stahls, bei der die Bildung des Austenits beginnt. In einer bevorzugten Ausführungsform beträgt die Haltezeit höchstens 10 Minuten.
[0077] Ein Anlassen umfasst dabei eine Wärmebehandlung, in der das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt gezielt erwärmt wird, um seine Eigenschaften zu beeinflussen. Bevorzugt erfolgt das Anlassen des feindispersen-martensitischen Gefüges im Temperaturbereich von 150°C bis 300 <€, bevorzugter im Bereich von 225 <€ bis 275°C. Bevorzugt wird durch das kurzzeitige Anlassen des feindispersen-martensitischen Gefüges eine optimale Kombination von Festigkeit und Zähigkeit eingestellt, wobei eine gewisse Festigkeitsminderung zu Gunsten der Zähigkeitseigenschaften in Kauf genommen werden muss.
[0078] Bevorzugt wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt zweifach gehärtet und angelassen. Bevorzugter wird das erfindungsgemäße Stahlfachprodukt dreifach gehärtet und angelassen.
[0079] Bevorzugt wird nach der ersten Härtebehandlung des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes eine ehemalige Austenitkorngröße der Korngrößenklasse 12 gemäß DIN EN ISO 643 erreicht. Unter dem ehemaligen Austenitkorn ist dabei das vor der Härtebehandlung vorliegende Austenitkorn zu verstehen. Wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt einer zweiten Härtebehandlung bzw. einem Doppelhärten unterzogen, bewirkt dies bevorzugt eine weitere Halbierung der Korngröße und es wird bevorzugt eine ehemalige Austenitkorngröße der Korngrößenklasse 13 gemäß DIN EN ISO 643 eingestellt. Die Kornfeinung trägt bevorzugt zu einer Verbesserung der mechanisch-technologischen Eigenschaften bei, insbesondere zu einer Erhöhung des Streckgrenzen- und Zähigkeitsniveaus. Bevorzugt beträgt die Mindeststreckgrenze des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes nach der Härtebehandlung mindestens 1 .300 MPa, bevorzugter mindestens 1350 MPa, mindestens 1370 MPa, mindestens 1400 MPa, mindestens 1440 MPa, mindestens 1480 MPa oder mindestens 1 .500 MPa. Bevorzugt beträgt die Zugfestigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes nach der Härtebehandlung mindestens 1 .400 MPa, bevorzugter mindestens 1480 MPa, mindestens 1500 MPa, mindestens 1550 MPa, mindestens 1580 MPa, mindestens 1600 MPa oder mindestens 1650 MPa.
[0080] In einer bevorzugten Ausführungsform hat das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt vor der Härtebehandlung eine ehemalige Austenitkorngröße von > 1 1 gemäß DIN EN ISO 643 (05.2013) bzw. gemäß G 0551 (2005), was insbesondere zu einem feindispersen- martensitischen Gefüge mit homogenen Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften führt. Damit weist das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt im Vergleich zu dem aus EP 2 267 177 A1 bekannten Stahlflachprodukt ein wesentlich feineres ehemaliges Austenitkorn auf.
[0081 ] In einer bevorzugten Ausführungsform wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt bevorzugt nach dem letzten Walzstich mittels einer geeigneten Wasser-Abschreckvorrichtung direkt aus der Walzhitze heraus gehärtet. Dabei wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt schnell, das heißt mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 25 K/s von einer Endwalztemperatur > 880°C auf eine Temperatur von höchstens 200^ abgeschreckt. Bevorzugt beträgt dabei die Abkühlgeschwindigkeit zwischen 800 °C und 500 °C mindestens 25 K/s, bevorzugt mindestens 50 K/s, besonders bevorzugt mindestens 100 K/s, mindestens 150 K/s oder mindestens 200 K/s..
[0082] Erfolgt das Warmwalzen über ein Warmbandwerk, kann in Schritt (g) des erfindungsgemäßen Verfahrens das Stahlflachprodukt zu einem Coil aufgehaspelt werden. Als Haspeln wird dabei das Aufwickeln von gewalzten Stahlflachprodukten bezeichnet und ein Coil ist die Bezeichnung für ein aufgewickeltes Metallband. In einer bevorzugten Ausführungsform wird das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt aufgehaspelt, wobei die Haspeltemperatur mindestens 800 'C beträgt.
[0083] In einer anderen bevorzugten Ausführungsform wird das Warmband aus der Walzhitze heraus mittels Wasser auf eine Temperatur < 200 ^ abgeschreckt.
[0084] Ein weiteres Unterscheidungsmerkmal des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes im Vergleich zu dem aus EP 2 267 177 A1 bekannten Stahllfachprodukt ist, dass die Erfindung in Blechdicken von 3,0mm bis 40,0 mm und Blechbreiten bis zu 3900mm hergestellt werden kann.
[0085] In einer bevorzugten Ausführungsform liegt die Blechdicke des Stahlflachprodukts im Bereich von 3,0 mm bis 40,0 mm, bevorzugter im Bereich von 4,0 bis 15,0 mm.
[0086] Bevorzugt beträgt die Blechbreite des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts < 3900 mm.
[0087] Zur Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird dabei bevorzugt ein höherer Kohlenstoffgehalt im Bereich von 0,23 bis 0,25 Gew.-%, bevorzugt in Kombination mit einer maßgeschneiderten Analysenabstufung der Elemente Chrom, Nickel, Mangan und Molybdän zur Einstellung eines bevorzugt rein martensitischen Gefüges mit entsprechenden Festigkeitseigenschaften bis zu einer Blechdicke von maximal 40,0 mm benötigt. Eine Verringerung des Kohlenstoffgehaltes würde den Beginn einer Bainitbildung zu kürzeren Abkühlzeiten verschieben, so dass nur noch geringere Blechdicken aus einem rein martensitischen Gefüge bestehen würden. Höhere Blechdicken würden ein unerwünschtes Mischgefüge aus Martensit und unterschiedlichen Bainitanteilen aufweisen, welche wiederum die mechanisch-technologichen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts negativ beeinflussen würden. [0088] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen beschrieben.
[0089] In systematischen Labor- und Betriebsversuchen wurden insgesamt sechs Stahlschmelzen erzeugt, deren chemische Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind. Zusätzlich wurden für die Schmelzen die Kohlenstoffäquivalente CET, Pcm und Ceq berechnet. Die Stahlschmelzen A, B, C, D und E wurden im Labor erzeugt, Stahlschmelze F wurde betrieblich erprobt. Bei den Stahlschmelzen A, B, C und D handelt es sich um Schmelzen, die als Vergleichsbeispiele mit aufgenommen wurden. Nur die Schmelzen E und F betreffen das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt. Alle Stahlschmelzen wurden zu Brammen vergossen, die anschließend mit einer Aufheizrate von 4 K/min auf eine Brammentemperatur gemäß Tabelle 2 erwärmt, vor dem Walzen mit einem Druck von 200 bar mit Wasser entzundert und danach mit einer Stichabnahme e von 10-50 % und einer Gesamtumformung ev zwischen 81 und 98 % zu Stahlflachprodukten ausgewalzt wurden. Nach dem Walzen wurden die Stahlflachprodukte an Luft ruhend oder im Stapel ruhend abgekühlt. Zur Wärmebehandlung wurden die Stahlflachprodukte auf eine Austenitisierungstemperatur gemäß Tabelle 3 erwärmt, 15 min auf dieser Temperatur gehalten, anschließend von der Austenitisierungstemperatur mit Wasser auf eine Kühlstopptemperatur abgeschreckt. Einige Stahlflachprodukte wurden anschließend auf eine Anlasstemperatur gemäß Tabelle 5 erwärmt, 10 min auf der Anlasstemperatur gehalten und dann an Luft abgekühlt. Andere Stahlflachprodukte wurden nach der ersten Härtebehandlung erneut auf eine Austenitisierungstemperatur gemäß Tabelle 4 erwärmt, 15 min auf dieser Austenitisierungstemperatur gehalten, anschließend von der Austenitisierungstemperatur mit Wasser auf eine Kühlstopptemperatur kleiner 200 'Ό abgeschreckt und einer Anlassbehandlung bei Temperaturen gemäß Tabelle 5 und einer jeweiligen Haltezeit von 10 min und anschließender Luftabkühlung unterzogen. Ein Teil der zweifach gehärteten Stahlflachprodukte wurde vor dem Anlassen einer dritten Härtebehandlung gemäß Tabelle 5 und einer Austenitisierungsdauer von jeweils 15 min unterzogen. Das Anlassen der dreifach gehärteten Stahlflachprodukte wurde bei Temperaturen gemäß Tabelle 5 und Haltezeiten von jeweils 10 min mit anschließender Luftabkühlung durchgeführt, Jedem erzeugten Stahlflachprodukt der Stähle A bis F wurde eine entsprechende Proben-Nr. zugeordnet. Die Walz- und Wärmebehandlungsparameter für die Härte- und Anlassbehandlung der erzeugten Stahlflachprodukte können aus den Tabellen 2 bis 5 entnommen werden.
[0090] Die mechanischen Eigenschaften aus dem Zug- und dem Kerbschlagbiegeversuch sowie die Oberflächenhärte und die ehemalige Austenitkorngröße können für die erzeugten Stahlflachprodukte aus Tabelle 6 entnommen werden. Bei der in Tabelle 6 angegebenen Austenitkorngröße handelt es sich um die ehemalige Austenitkorngröße.
[0091 ] Die Bestimmung der ehemaligen Austenitkorngröße erfolgt gemäß DIN EN ISO 643 an Längsschliffen, die aus den Stahlflachprodukten im einfach- bis dreifachgehärteten Zustand entnommen wurden. Die Ätzung wurde nach dem Verfahren von Bechet-Beaujard mit konzentrierter Pikrinsäure durchgeführt.
[0092] Die Zugversuche zur Bestimmung der Streckgrenze Rp0,2, der Zugfestigkeit Rm und der Bruchdehnung A wurden gemäß DIN EN ISO 6892-1 an Querproben durchgeführt. Die Kerbschlagbiegeversuche zur Ermittlung der Kerbschlagarbeit Av bei Prüftemperaturen von -20°C, -40 <€ und -60°C wurden gemäß DIN EN ISO 148-1 an Querproben durchgeführt. Sofern Härtewerte angegeben sind, handelt es sich um die Brinellhärte. Die Härte wird ca. 1 mm unterhalb der Blechoberfläche gemessen und wird gemäß DIN EN ISO 6506-1 bestimmt.
[0093] Aus Tabelle 7 kann für jedes Stahlflachprodukt der Stähle A, B, C, D, E und F der Wärmebehandlungszustand, das Gefüge, eine abschließende Bewertung und eine Bewertung des Kaltumformverhaltens entnommen werden.
[0094] Die Gefügeuntersuchung erfolgte mittels Licht- und Rasterelektronenmikroskopie an Längsschliffen, die aus den Stahlflachprodukten entnommen und mit Nital geätzt wurden. Mit dem Feldemmissions- Transmissionselektronenmikroskop (FE-TEM) wurde sowohl der Gefüge- als auch der Ausscheidungszustand bestimmt. Neben der konventionellen Hellfeldabbildung wurden der Hellfeld-STEM- Modus (STEM, scanning transmission electron microscopy) und der Dunkelfeld-STEM-Modus angewendet. Das Kaltumformverhalten wurde durch Biegeversuche nach DIN EN ISO 7438 mit der Biegelinie senkrecht und parallel zur Walzrichtung, mit einem Biegewinkel > 90°, erprobt.
[0095] Wie bereits beschrieben, wurden die Schmelzen A bis D im Labor erzeugt und als Vergleichsbeispiele mit aufgenommen. Diese Schmelzen weisen im Vergleich zur Analyse des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes (Stahlschmelzen E und F) einen geringeren Kohlenstoff-Gehalt auf, der zu einem geringeren Streckgrenzen- und Zugfestigkeitsniveau führt. Die für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt geforderten Festigkeitseigenschaften werden von den Stahlschmelzen der Vergleichsbeispiele nicht erfüllt. [0096] Die im Labor erprobte Stahlschmelze E weist im Vergleich zu den Vergleichsbeispielen einen höheren Kohlenstoff-Anteil auf, so dass für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt das geforderte Streckgrenzen- und Zugfestigkeitsniveau bei gleichzeitig ausreichender Zähigkeit erreicht wird.
[0097] Anhand dieser Erkenntnisse wurde für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt eine Betriebsschmelze F erzeugt. Die mechanisch-technologischen Eigenschaften der Betriebsschmelze F wurden nach "I xHärten und Anlassen (Proben F1 bis F1 1 ), nach 2xHärten und Anlassen (Proben F12 bis F37) und nach 3xHärten und Anlassen (Proben 38 bis F50) für die Austenitisierungstemperaturen 880 °C oder 920 ^ ermittelt und können aus Tabelle 6 und 7 entnommen werden. Für die Varianten I xHärten bei Austenitisierungstemperaturen von 880 <€ (Proben F7 bis F1 1 ) oder 920 <€ (Proben F1 bis F6) und für die Variante 2xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von 920 °C (Probe F12) wurde nach dem Anlassen ein befriedigendes Streckgrenzen- und Zugfestigkeitsniveau bei guter Zähigkeit erreicht. Das Kaltumformverhalten dieser Varianten kann insgesamt als befriedigend bezeichnet werden. Die genannten Varianten weisen eine Austenitkorngröße der Korngrößenklasse KG-12 gemäß DIN EN ISO 643 auf. Des Weiteren konnten bei diesen Varianten gröbere Martensitplatten mit gröberen Ausscheidungen an (Nb, Mo)C bzw. (Nb, Mo)C mit Spuren an Vanadin nachgewiesen werden. Die Ausscheidungen weisen dabei mehrheitlich einen mittleren Durchmesser von ca. 8 nm auf. Restaustenit wurde nicht nachgewiesen, es war jedoch teilweise nadeiförmiger Zementit (Fe3C) vorhanden. Zementit und grobe Ausscheidungen entziehen dem Gefüge Kohlenstoffanteile und machen deren Martensit weicher. Daher weisen diese Varianten im Vergleich zum Verfahren 2xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von 880°C und Anlassen (Proben F13 bis F37) ein geringeres Festigkeitsniveau auf.
[0098] Ein Vergleich der Probe F4 mit der Probe F12 bzw. ein Vergleich der Proben F7 bis F1 1 mit den Proben F13 bis F37 zeigt, dass bei Proben mit ansonsten gleichen Bedingungen die Streckgrenze, Zugfestigkeit und Kerbschlagarbeit für die Varianten mit zweifachem Härten und Anlassen im Vergleich zu einfachem Härten und Anlassen verbessert sind. Ein Vergleich der Proben F13 bis F37 mit den Proben F38 bis F50 zeigt, dass die Streckgrenze und Zugfestigkeit für die Proben mit dreifachem Härten und Anlassen (F38 bis F50), durch eine weitere Verringerung der ehemaligen Austenitkorngröße, nochmals erhöht sind gegenüber den Proben mit zweifachem Härten und Anlassen (F13 bis F37).
[0099] Ein Vergleich der Proben F1 bis F6 mit den Proben F7 bis F1 1 bzw. ein Vergleich der Probe F12 mit Probe F35 zeigt, dass bei ansonsten gleichen Bedingungen die mechanischen Eigenschaften Streckgrenze, Zugfestigkeit und Zähigkeit für die Varianten mit einer geringeren Austenitisierungstemperaturen von 880 °C im Vergleich zu einer erhöhten Austenitisierungstemperatur von 920 °C verbessert sind. Besonders gute Ergebnisse und eine Verbesserung des Kaltumformverhaltens konnten bei Proben erzielt werden, die sowohl zweifach oder dreifach gehärtet wurden als auch bei niedrigeren Temperaturen von 880 'Ό für den Härteprozess austenitisiert wurden (Proben F13 bis F37). Untersuchungen ergaben, dass sich die ehemalige Austenitkorngröße des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes durch das Verfahren 2xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von jeweils 880 'Ό und Anlassen (Proben F13 bis F37) um bis zu eine Korngrößenklasse, von KG-12 auf KG-13 gemäß DIN EN ISO 643 verbessern lässt. Das genannte Verfahren der Wärmebehandlung führt in Kombination mit einer Austenitisierungstemperatur von 880 'Ό bei dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zur Bildung sehr feiner Martensit-Nadelpakete mit feinsten Nano-Karbidausscheidungen. Mit Hilfe der STEM-Dunkelfelddarstellung konnte nachgewiesen werden, dass das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt nach dem Verfahren 2xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von 880 °C und Anlassen sehr gleichmäßig verteilte Nano-Karbidausscheidungen (Nb, Mo)C bzw. (Nb, Mo)C mit Spuren an Vanadium enthält. Die Nano-Karbidausscheidungen weisen mehrheitlich einen mittleren Durchmesser von 4 nm auf. Restaustenit wurde nicht nachgewiesen. Es war auch kein nadeiförmiger Zementit (Fe3C) vorhanden.
[00100] Die spezielle Matrix des martensitischen Gefüges, bestehend aus sehr feinen Martensit-Nadelpaketen, führt in Kombination mit den sehr fein- und gleichmäßig verteilten Nano-Karbidausscheidungen bei dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zu einer merklichen Erhöhung des Streckgrenzen- und Festigkeitsniveaus bei gleichzeitig guter Kaltumform barkeit.
[00101 ] Das Streckgrenzen- und Festigkeitsniveau des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes liegt bei der Wahl des Verfahrens 2xHärten (Austenitisierungstemperatur von 880 °C) und Anlassen, im Vergleich zur Variante I xHärten (Austenitisierungstemperatur von 880 °C) und Anlassen, bei einem stabil guten Zähigkeitsniveau rund 60 MPa höher. Durch dreifaches Härten bei einer Austenitisierungstemperatur von 880 'Ό und Anlassen kann im Vergleich zur Variante 2xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von 880 °C und Anlassen das Streckgrenzenniveau des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts noch einmal um rund 60 MPa gesteigert werden, wobei wiederum das Zugfestigkeits- und Zähigkeitsniveau stabil bleibt. Durch das spezielle Verfahren 3xHärten bei einer Austenitisierungstemperatur von 880 °C und Anlassen können sogar Mindeststreckgrenzen, die bevorzugt über mindestens 1400 MPa, bevorzugter über mindestens 1440 MPa liegen, sicher eingestellt werden.
Chemische Zusammensetzung [Gew.-%] *)
CET Pcm Ceq Ad Ac3
Stahl H
C Si Mn P S AI Cr Cu Nb Mo N Ti V Ni B Ca [%] [%] [%] [°C] [°C]
[ppm]
A 0,20 0,22 0,90 0,008 0,005 0,04 0,49 0,02 0,015 0,38 0,0041 0,006 0,02 1 ,31 0,0018 1 ,9 0,0008 0,39 0,34 0,59 724 829
B 0,20 0,30 1 ,00 0,004 0,005 0,03 0,71 0,04 0,031 0,63 0,0045 0,007 0,01 2,00 0,0004 1 ,8 0,0009 0,45 0,37 0, 73 720 817
C 0, 19 0,29 0,98 0,003 0,005 0,10 0,71 0,03 0,029 0,63 0,0039 0,005 0,00 1 ,93 0,0022 2,0 0,0009 0,44 0,37 0, 72 722 820
D 0,20 0,31 1 ,02 0,004 0,005 0,08 0,71 0,03 0,027 0,63 0,0051 0,006 0,03 1 ,99 0,0024 2,0 0,0007 0,45 0,39 0, 74 720 818
E 0,24 0,30 1 ,00 0,004 0,006 0,08 0,69 0,04 0,024 0,55 0,0021 0,007 0,04 1 ,20 0,0027 1 ,9 0,0008 0,46 0,41 0, 73 729 825
F 0,23 0,33 0,87 0,009 0,002 0,09 0,67 0,03 0,023 0,56 0,0045 0,008 0,04 1 ,10 0,0023 2,0 0,0007 0,44 0,39 0,69 731 831
Tabelle 1
*) Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen einschließlich unwirksamer Spuren an As, Co und Sn
CET: Kohlenstoffäquivalent nach Uwer und Höhne
Pcm: Kohlenstoffäquivalent nach Ito & Bessyo
Ceq: Kohlenstoffäquivalent nach Kihara
Berechnung von Ac1 und Ac3 jeweils nach Hougardy
A-D: Vergleichsbeispiele
E-F: erfindungsgemäße Beispiele
BlechBram m enBram m enWalzanfangsEndwalzGesam tumform ung
Probe-
Stahl dicke dicke tem peratur tem peratur tem peratur
Nr. ev
[m m ] [m m] [°C] [°C] [°C] [%]
A1 10,5 55 1200 1140 880 81
A2 10,5 55 1200 1140 880 81
A
A3 10,5 55 1200 1140 880 81
A4 10,5 55 1200 1140 880 81
B1 10,1 55 1200 1140 890 82
B2 10,1 55 1200 1140 890 82
B
B3 10,1 55 1200 1140 890 82
B4 10,1 55 1200 1140 890 82
C1 10,2 55 1200 1140 910 81
C2 10,2 55 1200 1140 910 81
C3 10,2 55 1200 1140 910 81
C
C4 10,2 55 1200 1140 910 81
C5 6,2 55 1200 1140 845 89
C6 6,2 55 1200 1140 845 89
D1 10,1 55 1200 1140 890 82
D2 10,1 55 1200 1140 890 82
D
D3 10,1 55 1200 1140 890 82
D4 10,1 55 1200 1140 890 82
E1 6,0 60 1200 1140 865 90
E2 6,0 60 1200 1140 865 90
E3 6,1 60 1200 1140 855 90
E4 6,1 60 1200 1140 855 90
E
E5 10,0 60 1200 1140 930 83
E6 10,0 60 1200 1140 930 83
E7 9,9 60 1200 1140 925 83
E8 9,9 60 1200 1140 925 83
Tabelle 2 - Teil 1
BlechBram m enBram m enWalzanfangsEndwalzGesam tumform ung
Probe-
Stahl dicke dicke tem peratur tem peratur tem peratur
N r. ev
[m m] [m m ] [°C] [°C] [°C] [%]
F1 10,4 260 1250 1119 919 96
F2 8,4 260 1250 1136 896 97
F3 6,4 260 1250 1107 885 98
F4 12,5 260 1250 1124 992 95
F5 6,7 260 1250 1110 882 97
F6 8,7 260 1250 1127 893 97
F7 6,6 260 1250 1116 908 97
F8 6,7 260 1250 1110 882 97
F9 8,7 260 1250 1127 893 97
F10 8,8 260 1250 1130 883 97
F11 12,5 260 1250 1124 992 95
F12 12,5 260 1250 1124 992 95
F13 6,5 260 1250 1116 908 98
F14 6,5 260 1250 1110 882 98
F15 6,5 260 1250 1178 944 98
F16 6,5 260 1250 1178 944 98
F17 6,5 260 1250 1174 952 98
F18 6,5 260 1250 1174 952 98
F19 6,5 260 1250 1144 939 98
F20 6,5 260 1250 1144 939 98
F21 6,5 260 1250 1142 931 98
F22 6,5 260 1250 1142 931 98
F23 8,5 260 1250 1187 915 97
F24 8,5 260 1250 1187 915 97
F25 8,5 260 1250 1191 913 97
F
F26 8,5 260 1250 1191 913 97
F27 8,5 260 1250 1182 917 97
F28 8,5 260 1250 1182 917 97
F29 8,5 260 1250 1196 923 97
F30 8,5 260 1250 1196 923 97
F31 8,5 260 1250 1130 883 97
F32 8,5 260 1250 1127 893 97
F33 11 ,0 260 1250 1127 893 96
F34 11 ,0 260 1250 1127 893 96
F35 12,5 260 1250 1127 893 95
F36 15,0 260 1250 1127 893 94
F37 15,0 260 1250 1127 893 94
F38 6,0 260 1250 1127 893 98
F39 6,0 260 1250 1127 893 98
F40 6,5 260 1250 1127 893 98
F41 7,5 260 1250 1127 893 97
F42 7,5 260 1250 1127 893 97
F43 7,5 260 1250 1127 893 97
F44 8,0 260 1250 1127 893 97
F45 8,0 260 1250 1127 893 97
F46 8,0 260 1250 1127 893 97
F47 8,0 260 1250 1127 893 97
F48 8,5 260 1250 1127 893 97
F49 8,5 260 1250 1127 893 97
F50 8,5 260 1250 1124 992 97
Tabelle 2 - Teil 2 1 . Härten
Probe-
Stahl Mittlere Abkühlrate KühlstoppNr. Abschreckmedium Austenitiserungstemperatur [°C]
von 800 °C auf 500 °C [K/s] temperatur [°C]
A1 98
A2 98
Wasser 920 <200"C
A3 98
A4 98
B1 104
B2 104
B Wasser 920 <200"C
B3 104
B4 104
C1 102
C2 102
c C3 102
Wasser 920 <200"C
C4 102
C5 228
C6 228
D1 104
D2 104
D Wasser 920 <200"C
D3 104
D4 104
E1 237
E2 237
E3 231
E4 231
E Wasser 920 <200"C
E5 106
BS 106
E7 107
BS 107
Tabelle 3 - Teil 1
1 . Härten
Probe-
Stahl Mittlere Abkühlrate Kühlstopp- Nr. Abschreckmedium Austenitiserungstemperatur [°C]
von 800 °C auf 500 °C [K/s] temperatur [°C]
F1 100
F2 141
F3 215
Wasser 920 <200"C
F4 74
F5 202
F6 131
F7 204
F8 202
F9 Wasser 880 131 <200"C
F10 130
F1 1 74
F12 Wasser 920 74 <200"C
F13 210
F14 210
F15 210
F16 210
F17 210
F18 210
F19 210
F20 210
F21 210
F22 210
F23 137
F24 137
F25 137
F
F26 137
F27 137
F28 137
F29 137
F30 137
F31 137
Wasser 880 <200"C
F32 137
F33 91
F34 91
F35 74
F36 55
F37 55
F38 239
F39 239
F40 210
F41 167
F42 167
F43 167
F44 151
F45 151
F46 151
F47 151
F48 137
F49 137
F50 137
Tabelle 3 - Teil 2 2. Härten
Probe-
Stahl Austenitiserungs- Mittlere Abkühlrate KühlstoppN r. Abschreckm edium
tem peratur [°C] von 800 °C auf 500 °C [K/s] tem peratur [°C]
A1
A2
A - - - -
A3
A4
B1
B2
B - - - -
B3
B4
C1
C2
C3
C - - - -
C4
C5
C6
D1
D2
D - - - -
D3
D4
E1
E2
E3
E4
E - - - -
E5
E6
E7
E8
Tabelle 4 - Teil 1
2. Härten
Probe-
Stahl Austenitiserungs- Mittlere Abkühlrate KühlstoppN r. Abschreckm edium
tem peratur [°C] von 800 °C auf 500 °C [K/s] tem peratur [°C]
F12 Wasser 920 74 <200<€
F13 210
F14 210
F15 210
F16 210
F17 210
F18 210
F19 210
F20 210
F21 210
F22 210
F23 137
F24 137
F25 137
F26 137
F27 137
F28 137
F29 137
F30 137
F F31 137
Wasser 880 <200<€
F32 137
F33 91
F34 91
F35 74
F36 55
F37 55
F38 239
F39 239
F40 210
F41 167
F42 167
F43 167
F44 151
F45 151
F46 151
F47 151
F48 137
F49 137
F50 137
Tabelle 4 - Teil 2 3. Härten Anlass¬
Probe-
Stahl Austenitiserungs- Mittlere Abkühlrate Kühlstopptem peratur Nr. Abschreckm edium
tem peratur [°C] von 800 °C auf 500 °C [K/s] tem peratur [°C] [°C]
A1 -
A2 225
A - - - -
A3 250
A4 300
B1 -
B2 225
B - - - -
B3 250
B4 300
C1 -
C2 225
C3 250
C - - - -
C4 300
C5 250
C6 300
D1 -
D2 225
D - - - -
D3 250
D4 300
E1 -
E2 100
E3 150
E4 250
E - - - -
E5 -
E6 100
E7 150
E8 250
Tabelle 5 - Teil 1
3. Härten Anlass¬
Probe-
Stahl Austenitiserungs- Mittlere Abkühlrate Kühlstopptem peratur Nr. Abschreckm edium
tem peratur [°C] von 800 °C auf 500 °C [K/s] tem peratur [°C] [°C]
F1 255
F2 255
F3 255
F4 250
F5 220
F6 220
F7 255
F8 255
F9 - - - - 255
F10 255
F11 250
F12 - - - - 250
F13 255
F14 255
F15 255
F16 255
F17 255
F18 255
F19 255
F20 255
F21 255
F22 255
F23 255
F24 255
F25 - - - - 255
F26 255
F27 255
F28 255
F29 255
F30 255
F31 255
F32 255
F33 255
F34 255
F35 250
F36 255
F37 255
F38 239 255
F39 239 255
F40 210 255
F41 167 255
F42 167 255
F43 167 255
F44 Wasser 880 151 <200<€ 255
F45 151 255
F46 151 255
F47 151 255
F48 137 255
F49 137 255
F50 137 255
Tabelle 5 - Teil 2 Zugversuch, quer Kerbschlagarbeit, quer
Probe- Härte Austenitkorngrö ße
Stahl Rp0,2 Rm A Av -60 °C Av -40 °C Av -20 °C
Nr. [HB] gem . DIN EN ISO 643 [MPa] [MPa] [%] [J] [J] [J]
A1 1080 1492 6,8 - 33 - -
A2 1180 1395 9,2 - 38 - -
A -
A3 1200 1410 10, 1 - 35 - -
A4 1191 1382 10,5 - 32 - -
B1 1270 1655 10,8 - 32 - -
B2 1282 1501 14, 1 - 34 - -
B -
B3 1275 1480 11,3 - 39 - -
B4 1231 1410 11,4 - 36 - -
C1 1120 1505 4,8 - 37 - -
C2 1219 1453 7,2 - 36 - -
C3 1095 1372 6,5 - 34 - -
C -
C4 1295 1500 13,0 - - - -
C5 1280 1481 10,6 - - - -
C6 1117 1320 11,2 - - - -
D1 1253 1615 9,2 - 34 - -
D2 1260 1450 8,5 - 36 - -
D -
D3 1181 1435 8,0 - 34 - -
D4 1175 1380 9,0 - 31 - -
E1 1366 1583 10,4 - 30 - -
E2 1407 1637 9,6 - 28 - -
E3 1426 1605 8,4 - 28 - -
E4 1410 1610 9,2 - 28 - -
E -
E5 1434 1572 10,3 - 32 - -
E6 1432 1589 9,2 - 28 - -
E7 1386 1636 10,0 - 28 - -
E8 1414 1668 11,2 - 27 - -
Tabelle 6 - Teil 1
Für Untermaßproben, das heißt für Proben, die aus Blechen mit einer Dicke kleiner 10 mm gefertigt wurden, wurde die im Kerbschlagbiegeversuch absorbierte Energie auf Vollproben, das heißt auf Proben mit einer Dicke von 10 mm, umgerechnet.
Zugversuch, quer Kerbschlagarbeit, quer
Probe- Härte Austenitkorngrö ße
Stahl Rp0,2 Rm A Av -60 °C Av -40 °C Av -20 °C
Nr. [HB] gem . DIN EN ISO 643
[MPa] [MPa] [%] [J] [J] [J]
F1 1303 1484 8,0 51 54 57 -
F2 1313 1548 8,0 50 53 60 -
F3 1307 1577 8, 1 50 55 58 -
F4 1300 1504 11,0 28 37 - -
F5 1316 1530 9,7 56 67 76 -
F6 1307 1483 10,0 46 60 62 -
KG-12
F7 1314 1513 8,7 51 68 72 -
F8 1337 1509 8,5 74 76 81 -
F9 1331 1516 8,5 63 69 75 -
F10 1356 1526 9,3 63 73 80 -
F1 1 1331 1543 10,7 30 34 - -
F12 1315 1534 8, 1 47 54 - -
F13 1393 1521 10,5 62 70 74 512
F14 1374 1523 10,2 66 69 76 502
F15 1394 1587 10,6 60 67 - -
F16 1390 1577 10,8 62 71 - -
F17 1400 1580 13,0 56 63 - -
F18 1411 1587 12,4 64 73 - -
F19 1422 1605 12,2 63 70 - -
F20 1385 1596 11,2 57 62 - -
F21 1395 1590 12,4 58 69 - -
F22 1400 1592 11,0 62 66 - -
F23 1389 1580 8,7 57 64 - 483
F24 1416 1599 10,4 38 62 - 487
F25 1406 1572 11,9 51 56 - 487
F26 1382 1570 10,4 50 58 - 490
F27 1408 1588 10,9 56 63 - 490
F28 1388 1568 10,5 48 60 - 476
F29 1386 1589 10,4 48 55 - 488
F30 1383 1580 12,7 47 58 - 488
F31 1387 1568 12,0 58 69 78 497
KG-13
F32 1412 1543 10,4 49 65 79 512
F33 1329 1493 8,7 - 56 - -
F34 1318 1504 8,8 - - - -
F35 1400 1561 12,3 48 63 - -
F36 1344 1573 9,2 - 44 - -
F37 1318 1577 10,0 - - - -
F38 1464 1564 10,0 - 50 - -
F39 1452 1565 8,0 - 55 - -
F40 1458 1570 10,0 - 51 - -
F41 1481 1577 10,0 - 52 - -
F42 1501 1582 10,0 - 56 - -
F43 1485 1579 10,0 - 57 - -
F44 1458 1582 9,0 - 60 - -
F45 1443 1573 11,0 - 53 - -
F46 1446 1571 10,0 - 63 - -
F47 1439 1570 10,0 - 56 - -
F48 1462 1570 9,0 - 51 - -
F49 1448 1562 9,0 - 51 - -
F50 1459 1573 8,0 - 44 - -
Tabell 6 - Teil 2
Für Untermaßproben, das heißt für Proben, die aus Blechen mit einer Dicke kleiner 10 mm gefertigt wurden, wurde die im Kerbschlagbiegeversuch absorbierte Energie auf Vollproben, das heißt auf Proben mit einer Dicke von 10 mm, umgerechnet. Kaltum form ¬
Probe- Wärm ebehandlungs- Gefüge
Stahl verhalten Nr. zustand [Flächen-%]
(Biegen)
A1 1x gehärtet 100% Martensit
A2
A 100% angelassener
A3 1x gehärtet + angelassen
Martensit
A4
B1 1x gehärtet 100% Martensit
B2
B 100% angelassener
B3 1x gehärtet + angelassen
Martensit
B4
C1 1x gehärtet 100% Martensit
C2
c C3
100% angelassener
C4 1x gehärtet + angelassen
Martensit
C5
C6
D1 1x gehärtet 100% Martensit
D2
D 100% angelassener
D3 1x gehärtet + angelassen
Martensit
D4
E1 1x gehärtet 100% Martensit
E2
100% angelassener
E3 1x gehärtet + angelassen
Martensit
E4-
E5 1x gehärtet 100% Martensit
EB
100% angelassener
E7 1x gehärtet + angelassen
Martensit
EB
Tabelle 7 - Teil 1
Kaltum form ¬
Probe- Wärm ebehandlungs- Gefüge
Stahl verhalten N r. zustand [Flächen-%]
(Biegen)
F1
F2
F3
1x gehärtet + angelassen
F4
F5
mehr als 95%
F6
angelassener Befriedigend
F7
Martens it
F8
F9 1 x gehärtet + angelassen
F10
F11
F12 2x gehärtet + angelassen
F13
F14
F15
F16
F17
F18
F19
F20
F21
F22
F23
F24
F25 2x gehärtet + angelassen
F
F26
F27
F28
F29
F30
100%
F31
angelassener Gut
F32
Martens it
F33
F34
F35
F36
F37
F38
F39
F40
F41
F42
F43
F44 3x gehärtet + angelassen
F45
F46
F47
F48
F49
F50
Tabelle 7 - Teil 2

Claims

Patentansprüche:
1 . Hochfester Stahl, wobei der Stahl die folgende Zusammensetzung umfasst
(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.-%.
2. Der hochfeste Stahl gemäß Anspruch 1 , wobei die Summe der Gehalte von Kohlenstoff und von Mangan in dem hochfesten Stahl im Bereich von 1 ,10 bis 1 ,24 Gew.-% liegt.
3. Der hochfeste Stahl gemäß einem der Ansprüche 1 oder 2, wobei der Stahl eine Austenitkorngröße von > 1 1 gemäß DIN EN ISO 643 aufweist.
4. Der hochfeste Stahl gemäß einem der vorstehenden Ansprüche, wobei der Stahl Nano-Karbidausscheidungen umfasst, welche einen mittleren Durchmesser im Bereich von 1 bis 10 nm aufweisen.
5. Der hochfeste Stahl gemäß einem der vorstehenden Ansprüche, wobei die Kerbschlagarbeit Av bei einer Prüftemperatur von -40 °C bei mindestens 30 J liegt, wenn die Probe längs zur Walzrichtung ausgerichtet ist, und/oder wobei die Kerbschlagarbeit Av bei einer Prüftemperatur von -40 °C bei mindestens 27 J liegt, wenn die Probe quer zur Walzrichtung ausgerichtet ist.
6. Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:
(a) Erzeugen einer Stahlschmelze, die neben Eisen die folgenden Elemente umfasst:
Kohlenstoff 0,23 - 0,25 Gew.-%
Silizium: 0,15 - 0,35 Gew.-%
Mangan: 0,85 - 1 ,00 Gew.-%
Aluminium: 0,07 - 0,10 Gew.-%
Chrom: 0,65 - 0,75 Gew.-%
Niob: 0,02 - 0,03 Gew.-% Molybdän: 0,55 - 0,65 Gew.-%;
Vanadium 0,035 - 0,05 Gew.-%;
Nickel: 1 ,10 - 1 ,30 Gew.-%;
Bor: 0,0020 - 0,0035 Gew.-%;
Kalzium: 0,0007 - 0,0030 Gew.-%; sowie ggf. weitere Elemente, wobei für den maximalen Gehalt der weiteren Elemente gilt:
Phosphor: < 0,012 Gew.-%; und/oder
Schwefel: < 0,003 Gew.-%; und/oder
Kupfer: < 0,10 Gew.-%; und/oder
Stickstoff: < 0,006 Gew.-%; und/oder
Titan: < 0,008 Gew.-%; und/oder
Zinn: < 0,03 Gew.-%; und/oder
Wasserstoff: < 2,00 ppm; und/oder
Arsen: < 0,01 Gew.-%; und/oder
Kobalt: < 0,01 Gew.-%
(b) Reduktion des Wasserstoffgehaltes durch eine Vakuumbehandlung der Stahlschmelze;
(c) Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme;
(d) Erwärmen der gebildeten Bramme auf eine Temperatur im Bereich von 1 100°C bis 1250°C;
(e) Entzundern der Bramme;
(f) Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt;
(g) ggf. Aufhaspeln des Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur mindestens 800 °C beträgt; wobei beim Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt die Walzanfangstemperatur im Bereich von 1050 <€ bis 1250 <€ und die Endwalztemperatur > 880 <€ beträgt und wobei für das Pcm gilt: 0,38 Gew.-% < Pcm < 0,44Gew.-%.
7. Das Verfahren gemäß Anspruch 6, wobei das Stahlflachprodukt unmittelbar nach dem Warmwalzen aus der Walzhitze heraus mindestens einer Härtebehandlung unterzogen wird, wobei die Härtebehandlung ein schnelles Abschrecken des Stahlflachprodukts auf eine unterhalb von 200 °C liegende Temperatur umfasst, wobei die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25 K/s beträgt.
8. Das Verfahren gemäß Anspruch 6, wobei das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen mindestens einer Härtebehandlung unterzogen wird, wobei die Härtebehandlung die folgenden Schritte umfasst:
(i) Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur, welche mindestens 40 K oberhalb der Ac3-Temperatur des Stahls gemäß Anspruch 6 liegt, wobei die Ac3-Temperatur berechnet werden kann mit
Ac3 [<€] = 902 - 255*[C] + 19*[Si] - 1 1 *[Mn] - 5*[Cr] + 13*[Mo] - 20*[Ni] + 55*[V]; wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind; und
(ii) schnelles Abschrecken des Stahlflachprodukts, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25K/s beträgt, auf eine unterhalb von 200^ liegende Temperatur.
9. Das Verfahren gemäß Anspruch 7, wobei das Stahlflachprodukt nach der Härtebehandlung aus der Walzhitze heraus mindestens einer weiteren Härtebehandlung unterzogen wird, wobei die Härtebehandlung die folgenden Schritte umfasst:
(i) Erwärmen des Stahlflachprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur, welche mindestens 40 K oberhalb der Ac3-Temperatur des Stahls gemäß Anspruch 6 liegt, wobei die Ac3-Temperatur berechnet werden kann mit
Ac3 [<C] = 902 - 255*[C] + 19*[Si] - 1 1 *[Mn] - 5*[Cr] + 13*[Mo] - 20*[Ni] + 55*[V]; wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind; und
(ii) schnelles Abschrecken des Stahlflachprodukts, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25K/s beträgt, auf eine unterhalb von 200 ^ liegende Temperatur.
10. Das Verfahren gemäß einem der Ansprüche 8 oder 9, wobei das Stahlflachprodukt auf eine Austenitisierungstemperatur im Bereich von 860 °C bis 920 °C gebracht wird.
1 1 . Das Verfahren gemäß einem der Ansprüche 8, 9 oder 10, wobei die Haltedauer auf Austenitisierungstemperatur des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts höchstens 60 Minuten beträgt.
12. Das Verfahren gemäß einem der Ansprüche 8 bis 1 1 , wobei die Härtebehandlung des Stahlflachprodukts mehrfach erfolgt, insbesondere zweifach oder dreifach.
13. Das Verfahren gemäß einem der Ansprüche 7 bis 12, wobei das Stahlflachprodukt nach der Härtebehandlung eine Austenitkorngröße von > 1 1 gemäß DIN EN ISO 643 hat.
14. Das Verfahren gemäß einem der Ansprüche 7 bis 13 , wobei das Stahlflachprodukt nach der Härtebehandlung angelassen wird, und wobei die Haltezeit der Anlassbehandlung weniger als 15 Minuten beträgt und die Temperatur der Anlassbehandlung unterhalb der Ac1 -Temperatur liegt, wobei die Ac1 -Temperatur berechnet werden kann mit
Ad [<€] = 739 - 22*[C] + 2*[Si] - 7*[Mn] + 14*[Cr] + 13*[Mo] - 13*[Ni] + 20*[V], wobei [C], [Si], [Mn], [Cr], [Mo], [Ni] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind.
15. Das Verfahren gemäß einem der Ansprüche 6 bis 14 , wobei die Blechdicke des Stahlflachprodukts im Bereich von 3,0 mm bis 40,0 mm liegt und die Blechbreite des Stahlflachprodukts < 3900 mm ist.
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