[0001] Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit optimierter Schweißeignung
und optimierten mechanischen Eigenschaften im Bereich der Wärmeeinflusszone einer
Verschweißung.
[0002] Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen warmgewalzten
Stahlflachprodukts.
[0003] Als Stahlflachprodukte werden hier Walzprodukte verstanden, deren Länge und Breite
jeweils wesentlich größer sind als ihre Dicke. Somit sind, wenn nachfolgend von einem
Stahlflachprodukt oder auch von einem "Blechprodukt" die Rede ist, damit Walzprodukte,
wie Stahlbänder oder-bleche, gemeint, aus denen für die Herstellung von beispielsweise
Fahrzeug-, Kran- oder Infrastrukturbauteilen sowie Tragkonstruktionen oder Schilde
im Über- oder Untertagebau, Zuschnitte oder Platinen abgeteilt werden. "Blechformteile"
oder "Blechbauteile" sind aus derartigen Stahlflach- oder Blechprodukten hergestellt,
wobei hier die Begriffe "Blechformteil" und "Blechbauteil" synonym verwendet werden.
Als Infrastrukturbau wird hierbei die Herstellung von Bauwerken, Brücken, Schiffen
und Flugzeugen verstanden. Fahrzeugbau bezieht sich hier insbesondere auf den Bau
von Nutzfahrzeugen, Bussen und Anhängern. Kranbau bezieht sich hier insbesondere auf
den Bau von Mobilkranen, besonders auf den Bau von Kranauslegern.
[0004] Wenn hier Angaben zu Legierungsgehalten gemacht werden, beziehen diese sich auf das
Gewicht (Angabe in Gew.-%), sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist. Wenn
Elementgehalte in Formeln angegeben werden, ist hier ebenfalls der entsprechende Legierungsgehalt
in Gew.-% gemeint, sofern nichts anderes angegeben. Angaben zu Gehalten von Gefügebestandteilen
beziehen sich auf die im metallografischen Schliff betrachtete Fläche (Angabe in Flächen-%),
sofern nichts anderes angegeben ist.
[0005] Werden im vorliegenden Text Formeln oder Bedingungen genannt, in denen anhand von
Gehalten bestimmter Legierungselemente Werte berechnet oder gebildet werden, so werden
die betreffenden Gehalte an Legierungselementen jeweils in Gew.-% in diese Formeln
oder Bedingungen eingesetzt, sofern nichts anderes angegeben ist.
[0006] Seit den 1980er Jahren werden sogenannte "HSLA-Stähle" (High Strength Low Alloy-Steels)
für den Fahrzeug-, Kran- und Infrastrukturbau und viele weitere Anwendungen eingesetzt.
HSLA-Stähle zeichnen sich durch eine Kombination aus hoher Festigkeit und Umformbarkeit
bei relativ geringen Legierungsgehalten aus. Ihre hohe Festigkeit erlangen sie durch
die Zugabe von Mikrolegierungselementen wie Titan, Niob oder Vanadium in Verbindung
mit einem kontrollierten Walz- und Abkühlprozess. Durch ihren geringen Gehalt an Legierungselementen
besitzen sie darüber hinaus eine hervorragende Schweißeignung und können unter geringen
Kosten produziert werden.
[0007] Insbesondere im Bereich des Nutzfahrzeug- und Mobilkranbaus hat das Bestreben zur
Verringerung des Fahrzeuggewichtes in den vergangenen Jahrzehnten deutlich zugenommen.
Dies ist insbesondere darauf zurückzuführen, dass der Kraftstoffverbrauch aus ökonomischen
und ökologischen Gründen auf ein Minimum reduziert werden soll. Neben der Reduzierung
des Fahrzeuggewichts steigen auch die Ansprüche an die Tragfähigkeit von Fahrzeugkonstruktionen
bei gleichzeitig möglichst großer Gestaltungsfreiheit.
[0008] Um diesen Anforderungen gerecht zu werden, wurden seit Beginn der 1990er Jahre Baustähle
mit zunehmend höheren Streckgrenzen von bis zu 1300 MPa und gleichzeitig guter Umformbarkeit
entwickelt.
[0009] Für die Herstellung solcher hochfesten Stähle werden üblicherweise zunächst Blechtafeln
gewalzt und in einem zusätzlichen Fertigungsschritt vergütet. Für diese Vergütung
ist üblicherweise ein Wiedererwärmen erforderlich, auf das ein Abschrecken zur Einstellung
einer geforderten Härte und nachgelagertes Anlassen folgt.
[0010] Der mit dieser Art der Vergütung verbundene Aufwand ist aufgrund der vielen dabei
zu absolvierenden Arbeitsschritte erheblich. Eine effiziente Möglichkeit zur Reduzierung
dieses Aufwands bietet das Abschrecken aus der Walzhitze heraus. Bei diesem auch als
"Direkthärten" bezeichneten Arbeitsgang erfolgt eine rasche Abkühlung des jeweils
zu verarbeitenden warmgewalzten Stahlflachprodukts unmittelbar nach Verlassen des
letzten Walzgerüsts der Warmwalzstrecke, in der das Stahlflachprodukt warmgewalzt
worden ist. Wird dieser Fertigungsschritt mit einem vorgelagerten thermomechanischen
Warmwalzen verbunden, können hohe Festigkeiten in Kombination mit exzellenten Kerbschlagbiegezähigkeiten
erzielt werden.
[0011] Da das thermomechanische Warmwalzen zu einem signifikanten Festigkeitsanstieg im
Vergleich zum konventionellen Warmwalzen führt, können für die gleiche Festigkeitsstufe
geringere Legierungsgehalte als bei konventionell warmgewalzten und vergüteten Stählen
eingesetzt werden. Die durch thermomechanisches Walzen und Direkthärten erhaltenen
Stahlflachprodukte weisen daher typischerweise eine bessere Schweißeignung auf als
konventionell erzeugte Stahlflachprodukte mit vergleichbaren mechanischen Kennwerten,
ohne dass dazu aufwändige Maßnahmen erforderlich sind.
[0012] Aufgrund ihrer besonderen Schweißeignung werden thermomechanisch gewalzte und direktgehärtete
Stahlflachprodukte insbesondere für hochbelastete Schweißkonstruktionen verwendet.
Bei solchen Konstruktionen sind die mechanisch-technologischen Eigenschaften der in
den Schweißnähten aufeinander treffenden Stahlflachprodukte von besonderer Bedeutung.
So müssen die durch die Schweißnaht miteinander verbundenen Stahlflachprodukte auch
im Bereich der die Schweißnaht umgebenden Wärmeeinflusszone, die der beim Schweißen
eingebrachten Wärme ausgesetzt war, optimierte Eigenschaften besitzen.
[0013] Aus der
EP 2 729 590 B1 geht in diesem Zusammenhang hervor, dass durch eine maßgeschneiderte Kombination
aus chemischer Zusammensetzung und Erzeugungsparametern ein Stahlflachprodukt hergestellt
werden kann, welches einen hervorragenden Widerstand gegen eine Erweichung in Folge
der in der Wärmeeinflusszone in das Stahlflachprodukt eingetragenen Wärme bietet.
Diese Eigenschaft wird dabei durch legierungstechnische Maßnahmen erreicht, welche
bewirken, dass nach dem Warmwalzen und Direkthärten des Stahlflachprodukts noch ein
großer Gehalt an Mikrolegierungselementen gelöst im Stahl vorliegt. Während und nach
einem späteren Schweißprozess stehen diese bis dahin gelösten Mikrolegierungselemente
zur durch den Wärmeeintrag beim Schweißen initiierten Bildung von Ausscheidungen in
der Wärmeeinflusszone zur Verfügung, welche eine deutliche Ausscheidungsverfestigung
bewirken und so die Erweichung und dem damit einhergehenden Festigkeitsverlust in
der Wärmeeinflusszone entgegenwirken. Dabei wird in der
EP 2 729 590 B1 hervorgehoben, dass es für die Herstellung der hochfesten thermomechanisch-gewalzten
und direktgehärteten Stahlflachprodukte sehr wichtig sei, die härtbarkeitssteigernde
Wirkung des Bors zu nutzen. Da diese Wirkung nur bei gelöst vorliegendem Bor entfaltet
werden kann und Bor eine hohe Affinität zu Stickstoff besitzt, muss die Bildung von
Bornitriden (BN) verhindert werden. Zu diesem Zweck sieht die
EP 2 729 590 B1 die Zugabe von Titan zur Legierung des Stahlflachprodukts vor, welches den freien
Stickstoff zu TiN abbinden soll, bevor er eine Verbindung mit dem im Stahl des Stahlflachprodukts
gleichzeitig vorhandenen Bor eingeht.
[0014] Allerdings besteht bei diesem Konzept das Risiko, dass es in Folge der Titannitrid-Bildung
zu einer Verringerung der Kerbschlagbiegezähigkeit führen kann, da sich Titannitride
häufig als grobe, eckige Ausscheidungen darstellen. Um dieses Risiko zu vermeiden,
ist vorgeschlagen worden, an Stelle oder ergänzend zu der Zugabe von Titan der Legierung
des jeweiligen Stahlflachprodukts Aluminium zuzugeben, um durch Bildung von AlN den
freien Stickstoff zu binden. Beispielsweise im
Fachbuch Tamura et al. "Thermomechanical Processing of High Strength Low Alloy Steels",
Butterworth & Co. Ltd., 1988, eBook ISBN: 978148316, ist jedoch erläutert, dass Aluminium bei der Abbindung von Stickstoff eine deutlich
geringe Wirkung entfaltet als Titan.
[0015] Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik hat sich die
Aufgabe ergeben, ein Stahlflachprodukt zu nennen, das eine optimierte Schweißeignung
aufweist und nach einer Verschweißung im Bereich der Wärmeeinflusszone dieser Verschweißung
ein Eigenschaftsprofil besitzt, das höchsten Anforderungen genügt.
[0016] Ein diese Aufgabe lösendes Stahlflachprodukt weist mindestens die in Anspruch 1 angegebenen
Merkmale auf.
[0017] Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Stahlflachprodukts
angegeben werden.
[0018] Ein diese Aufgabe lösendes Verfahren umfasst mindestens die in Anspruch 12 angegebenen
Verfahrensschritte, wobei es sich von selbst versteht, dass der Fachmann die im Anspruch
12 nicht genannten, im Stand der Technik jedoch bei der Erzeugung und Prozessierung
von warmgewalzten Stahlflachprodukten regelmäßig durchgeführten Arbeitsschritte selbstständig
ergänzt, wenn sich hierzu die Notwendigkeit ergibt.
[0019] Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben
und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
[0020] Die Erfindung stellt hiermit ein Stahlflachprodukt zur Verfügung, dessen Legierung
und Herstellungsverfahren so maßgeschneidert ist, dass ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt
dem in der Praxis an derartige Stahlflachprodukte gestellten, oben erläuterten Anforderungsprofil
optimal genügt.
[0021] In diesem Sinne besteht ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt mit
optimierter Schweißeignung und optimierten Eigenschaften im Bereich der Wärmeeinflusszone
einer Verschweißung aus (in Gew.-%) 0,03 - 0,3 % C, 0,4 - 3 % Mn, 0,05 - 0,2 % Al,
0,005 - 0,1 % Nb, 0,0005 - 0,005 % B, optional Cr und/oder Mo mit der Maßgabe, dass
die Gehalte %Cr an Cr und/oder %Mo an Mo die Bedingung 0,1 % ≤ %Cr + (3 x %Mo) ≤ 3
% erfüllen, optional Ti mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Ti an Ti und %N an N die
Bedingung %Ti / %N ≤ 5 erfüllen sowie ebenfalls jeweils optional aus einem Element
oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Si, Ni, Cu, V, Ca, REM", wobei für die Gehalte
an diesen Elementen, soweit vorhanden, gilt: Si: 0,01 - 0,5 %, Ni: 0,1 -1,5 %, Cu:
0,1 -1,5 %, V: 0,005 - 0,10 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %, REM: 0,001 - 0,050 %, und als
aus Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei den Verunreinigungen Gehalte
von bis zu 0,01 % N, bis zu 0,010 % S, bis zu 0,02 % P, bis zu 0,01 % O, bis zu 0,0004
% H, bis zu 0,2 % W, bis zu 0,05 % As, bis zu 0,05 % Sn und bis zu 0,2 % Co zugerechnet
sind.
[0022] Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt liegt im warmgewalzten und gehärteten oder
vergüteten Zustand vor und weist dabei typischerweise eine Dicke von 1,5 - 25 mm,
insbesondere von bis zu 20 mm, auf. Aufgrund des angestrebten Einsatzgebietes werden
für erfindungsgemäße Stahlflachprodukte insbesondere Dicken von mindestens 2,0 mm
vorgesehen, wobei zur Erhöhung des Widerstandes gegen Knicken auch Blechdicken von
mindestens 3,0 mm gewählt werden. Dabei lassen sich die Eigenschaften erfindungsgemäßer
Stahlflachprodukte und das darauf gründende Leichtbaupotenzial bei Dicken von maximal
15 mm besonders effektiv ausschöpfen.
[0023] Die im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892 ermittelte Streckgrenze R
e eines erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts beträgt mindestens 680 MPa.
Wenn im vorliegenden Text von der "Streckgrenze R
e" die Rede ist, ist hiermit im Falle einer ausgeprägten Streckgrenze die obere Streckgrenze
R
eH gemeint, im Falle einer nicht ausgeprägten Streckgrenze die 0,2 %-Dehngrenze R
p0,2.
[0024] Im Hinblick auf die Optimierung des Leichtbaupotenzials erweist es sich dabei als
besonders vorteilhaft, dass sich das Gefüge eines erfindungsgemäß warmgewalzten Stahlflachprodukts
so einstellen lässt, dass seine Streckgrenze R
e mindestens 890 MPa beträgt.
[0025] Die ebenfalls im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892 ermittelte Zugfestigkeit R
m eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt typischerweise 700 - 1700 MPa.
Dabei lässt sich eine hohe Bauteilsicherheit dadurch sicher gewährleisten, dass die
Zugfestigkeit erfindungsgemäßer Bleche regelmäßig mindestens 930 MPa beträgt. Gleichzeitig
erweist es sich im Hinblick auf die Zähigkeit erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte
als günstig, dass die Zugfestigkeit regelmäßig höchstens bis zu 1550 MPa beträgt.
[0026] Dementsprechend ergibt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt das Streckgrenzenverhältnis
R
e/R
m mindestens 0,75. Starke Verfestigung erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte und damit
einhergehende hohe Umformkräfte werden hierbei dadurch vermieden, dass sich bei erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukten regelmäßig Streckgrenzenverhältnisse R
e/R
m von mindestens 0,80 einstellen.
[0027] Die an einer gemäß DIN EN ISO 6892, Proportionalprobe, ermittelte Bruchdehnung A
liegt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt bei 5 - 25 %. Dabei ergibt sich
in der Praxis eine gute Umformbarkeit dadurch, dass die Bruchdehnung A erfindungsgemäßer
Stahlflachprodukte regelmäßig mindestens 8 % beträgt.
[0028] Die Kerbschlagzähigkeit (Charpy-V nach DIN EN ISO 148-1) eines erfindungsgemäßen
Stahlflachproduktes beträgt bei einer Prüftemperatur von -20 °C mindestens 50 J/cm
2 und bei einer Prüftemperatur von -40 °C mindestens 35 J/cm
2.
[0029] Die mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lassen
sich durch eine gezielte Einstellung des Gefüges gezielt einstellen. Im Fall, dass
die Streckgrenze R
e eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts weniger als 890 MPa beträgt, besteht das
Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes zum überwiegenden Teil, d.h. zu mindestens
50 Flächen-% aus Bainit oder bainitischem Ferrit, wobei der Bainit-Anteil des Gefüges
auch bis zu 100 Flächen-% betragen kann, das Gefüge in diesem Fall also rein bainitisch
ist. Die Bezeichnung "Bainit" oder "bainitisch" schließt dabei hier stets Gefügebestandteile
des bainitischen Ferrits und des versetzungsreichen Ferrits mit ein. Bei Bainit-Anteilen
von weniger als 100 Flächen-% wird der Rest des Gefüges durch bis zu 50 Flächen-%
Ferrit und, sofern die Summe aus Bainit- und Ferrit-Anteil weniger als 100 Flächen-%
beträgt, durch Martensit eingenommen, wobei der Martensit-Anteil am Gefüge in jedem
Fall auf höchstens 10 Flächen-%, bevorzugt auf höchstens 5 Flächen-% beschränkt ist.
[0030] Im Fall, dass die Streckgrenze R
e mindestens 890 MPa beträgt, überwiegt dagegen der Anteil an Martensit, zu dem auch
angelassener Martensit gehören kann, im Gefüge. Der Martensit-Anteil des Gefüges beträgt
in diesem Fall mindestens 50 Flächen-% wobei der Martensit-Anteil auch bis zu 100
Flächen-% betragen kann, dann also ein vollständig martensitisches Gefüge vorliegt.
Bei Martensit-Anteilen von weniger als 100 Flächen-% wird der jeweilige Rest des Gefüges
durch Bainit bzw. bainitischem Ferrit und, sofern vorhanden, Ferrit eingenommen, dessen
Anteil am Gefüge jedoch ebenfalls auf maximal 10 Flächen-%, bevorzugt auf maximal
5 Flächen-%, beschränkt ist. Zur Erzielung hoher Festigkeiten bei gleichzeitig geringer
Kantenrissempfindlichkeit werden insbesondere Gefüge mit einem Martensitanteil von
mindestens 80 Flächen-%, insbesondere mindestens 90 Flächen-% oder mindestens 95 Flächen-%,
eingestellt.
[0031] Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besitzt eine gute Anlassbeständigkeit und
zeichnet sich durch eine hervorragende Kerbschlagzähigkeit in der Wärmeeinflusszone
von Schweißnähten aus. Darüber hinaus ist ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt
aufgrund seiner guten Verformbarkeit hervorragend geeignet zum Abkanten und besitzt
aufgrund der hohen Oberflächenhärte eine gute Verschleißbeständigkeit.
[0032] Durch die bei einem erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukt verwirklichte
Kombination von hohen Festigkeiten und guten Bruchdehnungswerten bei gleichzeitig
hohen Kerbschlagzähigkeiten, insbesondere der deutlich verbesserten Kerbschlagzähigkeiten
in der Wärmeeinflusszone von Schweißnähten, ist das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt
besonders für den Einsatz in Schweißkonstruktionen für Kranausleger im Teleskopkranbau,
im Fahrzeugbau, im Infrastrukturbau und für im Über- oder Untertagebergbau eingesetzte
Gerätschaften, wie Tragkonstruktionen von Schilden und desgleichen, geeignet.
[0033] Auch kann durch den Einsatz von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten beim Bau von
Nutzfahrzeugen, wie Sattelaufliegern, auch "Trailer" genannt, für Sattelzüge oder
Anhängern für Lastkraftwagen, bei der Fertigung von Fahrwerksteilen und bei der Herstellung
von Fahrzeugrädern eine deutliche Gewichtsersparnis erzielt werden. Diese Vorteile
lassen sich genauso beim Bau von Schienenfahrzeugen oder im Schiffbau nutzen.
[0034] Ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt kann zur Weiterverarbeitung
im ungeheizten, gebeizten oder gestrahlten Zustand bereitgestellt werden. Zum Schutz
vor korrosiven Angriffen kann es mit einer metallischen Schutzschicht belegt sein,
wobei sich hierzu besonders die aus dem Stand der Technik bekannten Schutzschichten
auf Zink-Basis eignen. Solche Zn-basierten Überzüge lassen sich insbesondere durch
elektrolytische Verzinkung in praxisgerechter Weise auf ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt
aufbringen.
[0035] Um dieses Eigenschaftsprofil zu erreichen, sind die Legierungsbestandteile eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wie folgt ausgewählt worden:
Kohlenstoff (C) ist an erster Stelle zur Steigerung der Zugfestigkeit und Streckgrenze
in Gehalten von 0,03 - 0,3 Gew.-% im Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
vorhanden. Seine Wirkung entfaltet C dabei durch unterschiedliche Mechanismen. So
kann C bis zu einem gewissen Anteil sowohl im kubisch-raumzentrierten als auch im
kubischflächenzentrierten Eisengitter interstitiell gelöst vorliegen und auf diesem
Wege eine Festigkeitssteigerung hervorrufen. Beim erfindungsgemäßen Legierungskonzept
besteht die vorrangige Aufgabe des Kohlenstoffs jedoch darin, bei der Abschreckung
des Stahlflachprodukts eine martensitische Gefügeumwandlung zu ermöglichen, die eine
signifikante Festigkeitssteigerung zur Folge hat. Die martensitische Gefügeumwandlung
wird durch eine stark unterschiedliche Löslichkeit des Kohlenstoffs im kfz- und krz-Gitter
in Verbindung mit einer ausreichend hohen Abkühlrate gewährleistet. Die austenitstabilisierende
Wirkung des Kohlenstoffs sorgt an dieser Stelle dafür, dass die erforderliche Abkühlrate
für die Martensitbildung verringert und die Festigkeit des entstandenen Martensits
erhöht wird. Darüber hinaus bewirkt Kohlenstoff jedoch auch eine Absenkung der Martensitstarttemperatur,
d.h. der Temperatur, ab der es zur Bildung von Martensit bei der Abkühlung kommt,
so dass für die Martensitbildung geringere Temperaturen eingestellt werden müssen.
Um eine definierte Festigkeitssteigerung durch Martensitbildung zu bewirken, ist ein
Mindestgehalt an Kohlenstoff von 0,03 Gew.-% erforderlich, wobei im Stahl eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts vorzugsweise mindestens 0,04 Gew.-% C enthalten sind, damit die
positive Wirkung von C sicher eintritt. Ein zunehmender Kohlenstoffgehalt bewirkt
einen Anstieg der Festigkeit und Streckgrenze. Gleichzeitig hat jedoch der C-Gehalt
den größten Einfluss auf den Wert des Kohlenstoffäquivalents CE, das gemäß den im
Artikel "
Determination of Suitable Minimum Preheating Temperature for the Cold-Crack-Free Welding
of Steels, UWER, D., & HOHNE, H., IIW Document IX-1631-91, 1991, dargelegten Zusammenhängen bestimmt wird. Hohe C-Gehalte führen hier zu hohen CE-Werten.
Ein zu hoher Anstieg des Kohlenstoffäquivalents CE schränkt die Schweißeignung deutlich
ein. Um diesen negativen Effekt der Anwesenheit von C zu vermeiden, ist der C-Gehalt
des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,3 Gew.-% beschränkt,
wobei sich bei Gehalten von höchstens 0,2 Gew.-% eine besonders gute Schweißeignung
gewährleisten lässt. Die Anwesenheit von C im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
lässt sich somit optimal nutzen, wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt C-Gehalte
von 0,04 - 0,2 Gew.-% aufweist.
[0036] Mangan (Mn) ist im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von
0,4 - 3 Gew.-% vorhanden, um drei wesentliche Aufgaben zu erfüllen. So bildet Mangan
mit Eisen einen Substitutions-Mischkristall, wodurch eine Festigkeitssteigerung hervorgerufen
wird. Des Weiteren wirkt Mangan austenitstabilisierend und ermöglicht damit bei der
Abschreckung eine martensitische Umwandlung auch bei kleineren Abkühlraten. Darüber
hinaus besitzt Mangan eine hohe Affinität zu Schwefel (S) und bindet es zu MnS ab.
Auf diesem Wege kann die Bildung versprödender Phasen wie FeS vermieden werden. Um
diese Wirkung zu erzielen, ist ein Mindestgehalt an Mangan von 0,4 Gew.-% erforderlich,
wobei die positive Wirkung von Mn bei Gehalten von mindestens 0,6 Gew.-%, insbesondere
mindestens 0,8 Gew.-%, besonders eintritt. Bei hohen Mangangehalten können sich über
die Materialdicke Seigerungen bilden, wodurch die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts
verschlechtert würden. Um Seigerungen zu verhindern, ist der Mangangehalt auf höchstens
3 Gew.-% beschränkt, wobei sich bei Mn-Gehalten von höchstens 2,0 Gew.-%, insbesondere
höchstens 1,7 Gew.-% negative Einflüsse von Mn besonders sicher ausschließen lassen.
Die Anwesenheit von Mn im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lässt sich
somit optimal nutzen, wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt Mn-Gehalte von
0,6 - 2,0 Gew.-%, insbesondere 0,8 - 1,7 Gew.-% aufweist.
[0037] Der erfindungsgemäß kombinierten Zugabe von Bor, Aluminium und mindestens dem Mikrolegierungselement
Niob, sowie optional weiteren Mikrolegierungselementen wie Titan oder Vanadium kommt
im Hinblick auf die Einstellung der Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
eine besondere Bedeutung zu.
[0038] Bor (B) ist im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,0005 - 0,005
Gew.-% vorhanden, um eine optimal hohe Härte zu erreichen. Aus der Walzhitze kommend
segregiert B an die Austenitkorngrenzen und unterdrückt dort die Keimbildung von Ferrit.
Auf diesem Wege wird die ferritisch-perlitische Umwandlung zu längeren Abkühlzeiten
verschoben und es kann eine martensitische Umwandlung bei geringeren Abkühlraten erreicht
werden. Um diese Effekte zu erreichen, ist ein B-Gehalt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt
von mindestens 0,0005 Gew.-% erforderlich, wobei sich die günstige Wirkung von B dann
besonders sicher einstellt, wenn der B-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
mindestens 0,0010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0015 Gew.-% beträgt. Bei Gehalten
von mehr als 0,005 Gew.-% stellt sich keine signifikante Verbesserung der Härtbarkeit
mehr ein. Besonders effektiv wirkt B bei B-Gehalten des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
von bis zu 0,004 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,0035 Gew.-%. Die Anwesenheit von B
im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lässt sich somit optimal nutzen,
wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt B-Gehalte von 0,0010 - 0,004 Gew.-%,
insbesondere 0,0015 - 0,0035 Gew.-%, aufweist.
[0039] Damit sich die erfindungsgemäß genutzten Wirkungen von Bor im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt
einstellen, muss sichergestellt werden, dass Bor im Gefüge des Stahlflachprodukts
gelöst vorliegt und nicht durch die Bildung von Bornitrid abgebunden wird. Um dies
zu gewährleisten, müssen im Stahlflachprodukt vorhandene Gehalte an Stickstoff (N)
soweit abgebunden werden, dass der Gehalt an freiem Stickstoff im Stahlflachprodukt
unterhalb von 0,0007 Gew.-% liegt. Die Erfindung sieht zu diesem Zweck die kombinierte
Zugabe von Aluminium (AI) und Niob (Nb) vor, die ebenfalls starke Nitrid- und Karbid-
bzw. Karbonitridbildner sind. Hierbei hat sich überraschenderweise herausgestellt,
dass Aluminium und Niob in Kombination eine deutlich sicherere Abbindung von Stickstoff
bewirken als es die Summe der jeweils einzelnen Beiträge dieser Legierungselemente
hätte erwarten lassen. Hier zeigte sich, dass Al schon vor der Bildung von Aluminiumnitriden
die Bildungsenergie von Niobnitriden und Niobkarbonitriden herabsetzt, so dass ein
höherer Anteil des Stickstoffs an Niob gebunden wird, als dies bei geringeren Al-Gehalten
der Fall gewesen wäre.
[0040] Neben der Abbindung von Stickstoff wird Al bei der Stahlerzeugung zur Desoxidation
der Stahlschmelze genutzt. Dabei wird die hohe Affinität des Aluminiums zu Sauerstoff
(O) genutzt. Durch die Abbindung des Sauerstoffs zu Al
2O
3 wird das Aufsteigen von Sauerstoffblasen während der Stahlerzeugung vermieden. Um
einerseits für die Desoxidation und andererseits für die Abbindung von Stickstoff
ausreichende Gehalte an Al zur Verfügung zu haben, enthält das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt
0,05 - 0,2 Gew.-% Al. Dabei stellen sich die positiven Wirkungen von Al im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt bei Al-Gehalten von mindestens 0,07 Gew.-% besonders sicher ein.
Zur Erhöhung der Sicherheit der Stickstoffabbindung auch beim Auftreten höherer Stickstoffgehalte
durch unvermeidbare Schwankungen des N-Gehaltes wird insbesondere ein Gehalt von mindestens
0,085 Gew.-% Al gewählt. Über 0,2 Gew.-% liegende Al-Gehalte würden bei der Stahlerzeugung
die Gefahr der Entstehung von groben Al
2O
3-Partikeln mit sich bringen, durch die die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts
beeinträchtigt würden. Dies wird durch die Begrenzung des Al-Gehalts auf höchstens
0,2 Gew.-% sicher verhindert. Um das Risiko von Gießproblemen durch Zusetzen der Gießeinrichtung
mit Al
2O
3 zu verringern, kann der Al-Gehalt auf höchstens 0,15 Gew.-%, insbesondere höchstens
0,13 Gew.-%, begrenzt sein. Die Anwesenheit von Al im Stahl eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts lässt sich somit optimal nutzen, wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt
Al-Gehalte von 0,07 - 0,15 Gew.-%, insbesondere 0,085 - 0,13 Gew.-%, aufweist.
[0041] Auch Nb erfüllt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zusätzlich zur Abbindung von
Stickstoff weitere Aufgaben. So bildet Niob bei relativ hohen Temperaturen Niobkarbide,
nitride und/oder-karbonitride, die das Kornwachstum vor, nach und während des bei
der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts durchlaufenen Walzprozesses
behindern und so eine Kornfeinung und damit eine Steigerung der Kerbschlagzähigkeit
bewirken. Darüber hinaus können Niobkarbide, Niobnitride und/oder Niobkarbonitride
eine Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungsverfestigung bewirken, die erfindungsgemäß
genutzt wird, um ein übermäßiges Erweichen der Wärmeeinflusszone im Bereich einer
an einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorgenommenen Verschweißung zu vermeiden.
Um die hier erläuterten Wirkungen von Niob zu nutzen, sind im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt
Nb-Gehalte von 0,005 - 0,1 Gew.-% vorgesehen. Dabei stellen sich die positiven Einflüsse
von Nb bei Gehalten von mindestens 0,010 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-%,
besonders sicher ein. Bei Nb-Gehalten von mehr als 0,1 Gew.-% ergibt sich keine Steigerung
der Wirkung von Nb mehr. Daher ist der Nb-Gehalt auf höchstens 0,1 Gew.-% begrenzt.
Besonders effektiv wirkt Niob bei Nb-Gehalten des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
von bis zu 0,06 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,04 Gew.-%. Die Anwesenheit von Nb im
Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lässt sich somit optimal nutzen,
wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt Nb-Gehalte von 0,010 - 0,06 Gew.-%, insbesondere
0,015 - 0,04 Gew.-%, aufweist.
[0042] C, Mn, Al, Nb und B sind in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten als Pflichtelemente
in den voranstehend erläuterten Gehalten stets vorhanden.
[0043] Um die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besonders auszuprägen
oder seine Verarbeitbarkeit zu optimieren, können dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt
weitere Legierungselemente zugegeben werden, die nachfolgend erläutert werden. Jedoch
werden die Eigenschaften erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auch ohne diese Elemente
erzielt, so dass die nachfolgend jeweils als "optional" anwesend angegebenen Legierungselemente
im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auch fehlen können, diese Elemente also auch
aus der durch die Erfindung definierten Legierungsvorschrift gestrichen werden können.
Zudem können einzelne oder mehrere dieser Elemente als Verunreinigungen in geringeren
Gehalten vorliegen als die im Folgenden angegebenen Mindestwerte. In diesem Falle
sind sie nicht in der angegebenen Weise wirksam, verschlechtern die angegebenen Eigenschaften
des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes jedoch auch nicht und können daher toleriert
werden.
[0044] Optional können im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt Chrom (Cr) oder Molybdän (Mo)
oder eine Kombination aus Chrom (Cr) und Molybdän (Mo) vorhanden sein. Sowohl Chrom
(Cr) als auch Molybdän (Mo) unterdrücken effektiv die Bildung von Ferrit und Perlit
während des Abkühlvorganges nach dem Warmwalzen eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
und ermöglichen eine vollständige Martensit- oder Bainitbildung auch bei geringeren
Abkühlraten, wodurch eine Steigerung der Härtbarkeit erzielt wird, was insbesondere
für große Dicken des Stahlflachproduktes von Vorteil ist. Diese Wirkung kann sowohl
dadurch erzielt werden, dass entweder Cr oder Mo jeweils alleine im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt vorhanden sind, als auch dadurch, dass Cr und Mo in Kombination
miteinander im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden sind. Dabei ist die härtbarkeitssteigernde
Wirkung von Mo deutlich höher als die von Cr. Um die positiven Effekte von Cr und
Mo zu nutzen, können im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional Cr und/oder Mo
mit der Maßgabe vorhanden sein, dass die Gehalte %Cr an Cr und %Mo an Mo, jeweils
in Gew-%, die Bedingung 0,1 Gew.-% ≤ %Cr + (3 x %Mo) ≤ 3 Gew.-% erfüllen. Dabei gilt
diese Anforderung auch dann als erfüllt, wenn nur Cr oder nur Mo in ausreichenden
Gehalten vorhanden sind. Dabei ergeben sich Wirkungen von Mo und/oder Cr im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt besonders dann sicher, wenn für die Gehalte %Cr an Cr und/oder %Mo
an Mo %Cr + (3 x %Mo) ≥ 0,2 Gew.-% gilt. Besonders effektiv und wirtschaftlich lassen
sich die positiven Einflüsse von Mo und Cr im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt
nutzen, wenn für die Gehalte %Cr an Cr und %Mo an Mo %Cr + (3 x %Mo) ≤ 2 Gew.-% gilt.
[0045] Optional kann dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auch Titan (Ti)
zugegeben werden. Durch die Zugabe von Ti kann ebenfalls Stickstoff abgebunden werden,
um die Löslichkeit von Bor zu sichern. Die sich bei hoher Temperatur bzw. direkt aus
der Schmelze heraus bildenden Titannitride (TiN) behindern zudem das Kornwachstum
während des Wiedererwärmens der Bramme vor dem Warmwalzen und fördert damit ein feinkörnigeres
Gefüge und damit höhere Zähigkeitswerte. Um dies auszunutzen, können dem erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt mindestens 0,005 Gew.-% zugegeben werden. Auch Titan kann dabei
durch Ausscheidung von Titankarbonitriden zur Kornfeinung während des Walzprozesses
und zur Ausscheidungsverfestigung beitragen. Diese Wirkung ist jedoch im Vergleich
zu Niob geringer. Zu hohe Gehalte an Titan würden jedoch zur Ausbildung grober Karbide,
Nitride und/oder Karbonitride führen, die eine Verringerung der Zähigkeit und Dauerfestigkeit
zur Folge haben. Daher ist der Maximalgehalt von Titan, soweit überhaupt im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt in wirksamen Gehalten vorhanden, an den jeweils vorhandenen Gehalt
an Stickstoff gemäß der Maßgabe gebunden, dass für die Gehalte %Ti an Ti und %N an
N, jeweils in Gew-% des Stahlflachprodukts gilt: %Ti / %N ≤ 5, insbesondere %Ti /
%N ≤ 4, wobei sich eine besonders präzise, gezielt auf eine Abbindung des im Stahlflachprodukt
vorhandenen Stickstoffs ausgerichtete Zugabe von Ti ergibt, wenn %Ti / %N ≤ 3,42 ist.
Der maximale Gehalt an optional zugegebenem Ti beträgt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt
somit bei maximalen N-Gehalten von 0,01 Gew.-% somit höchstens 0,05 Gew.-%, wobei
sich im Hinblick auf die Abbindung des jeweils vorhandenen Stickstoffs optimale Wirkungen
ergeben, wenn bei einem maximalen N-Gehalt von 0,01 Gew.-% der Ti-Gehalt höchstens
0,0342 Gew.-% oder bei einem besonders günstigen N-Gehalt von höchstens 0,006 Gew.-%
der Ti-Gehalt höchstens 0,021 Gew.-% beträgt. Um das Risiko der Bildung zähigkeitsmindernder,
grober Titannitride zu verringern, wird bevorzugt eine unterstöchiometrische Titanlegierung
mit der Maßgabe gewählt, dass gilt %Ti/%N ≤ 3,42, weiter bevorzugt wird aus diesem
Grund ein Ti-Gehalt von maximal 0,020 Gew-% gewählt.
[0046] Ebenfalls jeweils optional können ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe
"Si, Ni, Cu, V, Ca, REM" im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt entsprechend den nachfolgend
erläuterten Maßgaben vorhanden sein.
[0047] So kann das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt optional Silizium (Si) in Gehalten
von 0,01 - 0,5 Gew.-% aufweisen. Ab Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-% bildet Si
mit dem Eisengitter einen Substitutionsmischkristall und bewirkt damit eine signifikante
Festigkeitssteigerung. Darüber hinaus unterdrückt Si die Zementitbildung, so dass
mehr Kohlenstoff im Austenit gelöst bleibt, wodurch wiederum die martensitische Umwandlung
gefördert wird. Zudem verringert Si das Risiko einer unerwünschten Zementitbildung
im Martensit und erhöht dadurch die Beständigkeit gegen eine ungewollte Verringerung
der Festigkeit in der wärmebeeinflussten Zone beim Schweißen sowie beim Anlassen.
Um diesen Effekt sicherzustellen, können Si-Gehalte von mindestens 0,05 Gew-% zulegiert
werden. Hohe Gehalte an Silizium würden zur Bildung von Rotzunder führen. Rotzunder
hat eine isolierende Wirkung auf die Materialoberfläche und kann dadurch die Wirkung
des zur Abkühlung jeweils aufgebrachten Kühlwassers deutlich verringern. Dies wiederum
hat negative Auswirkungen auf die martensitische Umwandlung. Aus diesem Grund ist
der Gehalt von Si, soweit überhaupt in wirksamen Gehalten vorhanden, auf höchstens
0,5 Gew.-% beschränkt. Dabei lassen sich negative Auswirkungen der optionalen Anwesenheit
von Si dadurch besonders sicher vermeiden, dass der optionale Si-Gehalt des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts auf höchstens 0,3 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,1 Gew.-%, beschränkt
wird.
[0048] Auch Nickel (Ni) und Kupfer (Cu) können optional im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt
zur Erhöhung der Härtbarkeit vorgesehen sein. Hierzu geeignete Gehalte an Ni und/oder
Cu sind jeweils 0,1 - 1,5 Gew.-%. Besonders effektiv lässt sich die Wirkung von Cu
und/oder Ni im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt nutzen, wenn optional Ni und/oder
Cu jeweils in Gehalten von bis zu 1,0 Gew.-%, insbesondere jeweils bis zu 0,5 Gew.-%
vorhanden sind, wobei dies sowohl für die einzelne Zugabe von entweder Cu oder Ni
gilt als auch bei gleichzeitiger Anwesenheit von Cu und Ni für die Summe des Gehalts
beider Elemente oder für den jeweiligen Gehalt jedes der beiden Elemente.
[0049] Calcium (Ca) dient in Stählen zur Einformung von nichtmetallischen Einschlüssen,
insbesondere von Mangansulfiden. Durch die rundliche Einformung wird die negative
Wirkung der Einschlüsse auf die Warmumformbarkeit, Dauerfestigkeit und Zähigkeit deutlich
reduziert. Um diesen Effekt auch bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zu
nutzen, kann ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt optional 0,0005 - 0,005 Gew.-%
Ca enthalten. Um eine besonders sichere Wirkung zu garantieren, werden bevorzugt Gehalte
von mindestens 0,001 Gew.-% zugegeben, aus Gründen der Ressourceneffizienz wird der
Ca-Gehalt bevorzugt auf maximal 0,004 Gew-% beschränkt.
[0050] Seltene Erden (REM) wie z.B. Cer und Lanthan, können im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt
eine Kornfeinung und damit eine Zähigkeits- und Festigkeitssteigerung bewirken. Um
diese Wirkung zu nutzen, können im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional Gehalte
an REM von 0,001 - 0,050 Gew.-% vorhanden sein.
[0051] Auch Vanadium (V) kann im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional vorhanden
sein, um eine Ausscheidungsverfestigung zu bewirken. Hierfür geeignete V-Gehalte sind
0,005 - 0,10 Gew.-%.
[0052] Der nicht durch die voranstehend erläuterten Pflichtbestandteile und optional vorhandenen
Legierungselement eingenommen Rest des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht
aus Eisen und Verunreinigungen, die herstellungsbedingt unvermeidbar im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt vorhanden sind, deren Gehalte jedoch jeweils so gering gehalten
sind, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts
haben.
[0053] Zu den Verunreinigungen, deren Anwesenheit prinzipiell unerwünscht ist, zählen in
diesem Sinne die im Folgenden genannten Elemente:
Stickstoff (N) bildet mit B, Al und Nb sowie, im Fall ihrer Anwesenheit, mit Ti und
V Nitride. Wie voranstehend erläutert, ist insbesondere die Bildung von Bornitriden
unerwünscht, um die härtbarkeitssteigernde Wirkung von Bor nutzen zu können. Unter
Berücksichtigung der in der Praxis bei der wirtschaftlichen Stahlerzeugung gegebenen
Bedingungen und der erfindungsgemäß getroffenen legierungstechnischen Maßnahmen zur
Abbindung des gegebenenfalls im Stahlflachprodukt vorhandenen Stickstoffs können jedoch
Stickstoffgehalte von bis zu 0,01 Gew.-% im Sinne einer unvermeidbaren Verunreinigung
hingenommen werden, wobei sich N-Gehalte von höchstens 0,008 Gew.-%, insbesondere
höchstens 0,006 Gew.-%, als besonders günstig für die prozesssichere Erzeugung von
Stahlflachprodukten mit einem erfindungsgemäßen Eigenschaftsprofil herausgestellt
haben. Gehalte von weniger als 0,002 Gew.-% sind technisch nur unter größtem Aufwand
zu vermeiden, weswegen aus wirtschaftlichen Gründen insbesondere ein Gehalt von mindestens
0,002 Gew.-% toleriert wird.
[0054] Arsen (As) und Zinn (Sn) können sich bei Temperaturen um 500 °C an Korngrenzen anlagern
und dadurch eine Versprödung hervorrufen. Um diese negativen Auswirkungen zu verhindern,
ist der Gehalt an As und Sn im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in üblicher Weise
auf höchstens 0,05 Gew.-% zu begrenzen.
[0055] Schwefel (S) bildet bei ausreichender Konzentration Sulfide mit Eisen oder Mangan
(FeS bzw. MnS). Diese haben einen negativen Einfluss auf die Verformbarkeit und Zähigkeit.
Deshalb ist der Schwefelgehalt auf höchstens 0,010 Gew.-%, bevorzugt auf 0,008 Gew.-%
und besonders bevorzugt auf 0,006 Gew.-%, beschränkt.
[0056] Phosphor (P) hat einen sehr negativen Einfluss auf die Zähigkeit, sodass sein Gehalt
im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auf ≤ 0,02 Gew.-% begrenzt ist.
[0057] Sauerstoff (O) verbindet sich insbesondere mit Aluminium zu Oxiden (Al
2O
3). Diese verringern sowohl die Zähigkeit als auch die Dauerfestigkeit. Daher wird
der Sauerstoffgehalt auf ≤ 0,01 Gew.-% eingeschränkt.
[0058] Wasserstoff (H) kann bei zu hohen Gehalten zur Ausbildung von Rissen im Material
führen. Um dies zu vermeiden, ist sein Gehalt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt
auf höchstens 0,0004 Gew.-%, insbesondere weniger als < 0,0001 Gew.-%, beschränkt.
[0059] Kobalt (Co) hat einen negativen Einfluss auf die Einhärtbarkeit und die Zähigkeit.
Technisch bedingt verbleiben jedoch in der Regel Spuren von Kobalt in Stählen. Da
die negativen Einflüsse des Kobalts im Allgemeinen erst oberhalb von 0,2 Gew.-% auftreten,
wird sein Gehalt auf höchstens 0,2 Gew.-% beschränkt.
[0060] Wolfram (W) bildet mit Molybdän ab bestimmten Gehalten eine Laves-Phase. Diese kann
sich negativ auf die Kerbschlagbiegezähigkeit auswirken. Technisch bedingt ist der
Wolframgehalt jedoch üblicherweise nicht beliebig weit reduzierbar, darf jedoch zur
Vermeidung negativer Einflüsse nach Maßgabe der Erfindung höchstens 0,2 Gew.-% betragen.
[0061] Ein erfindungsgemäßes Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts mit optimierter
Schweißeignung und optimierten mechanischen Eigenschaften im Bereich der Wärmeeinflusszone
einer Verschweißung, umfasst mindestens folgende Arbeitsschritte:
- a) Erzeugen einer Stahlschmelze, die aus (in Gew.-%) C: 0,03 - 0,3 %, Mn: 0,4 - 3
%, Al: 0,05 - 0,2 %, Nb: 0,005 - 0,1 %, B: 0,0005 - 0,005 %, optional Cr und/oder
Mo mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Cr an Cr und/oder %Mo an Mo die Bedingung 0,1
% ≤ %Cr + (3 x %Mo) ≤ 3 % erfüllen, optional Ti mit der Maßgabe, dass die Gehalte
%Ti an Ti und %N an N die Bedingung %Ti / %N ≤ 5 erfüllen sowie ebenfalls jeweils
optional aus einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Si, Ni, Cu, V,
Ca, REM", wobei für die Gehalte an diesen Elementen, soweit vorhanden, gilt: Si: 0,01
- 0,5 %, Ni: 0,1 - 1,5 %, Cu: 0,1 - 1,5 %, V: 0,005 - 0,10 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %,
REM: 0,001 - 0,050 %, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
wobei den Verunreinigungen Gehalte von bis zu 0,01 % N, bis zu 0,010 % S, bis zu 0,02
% P, bis zu 0,01 % O, bis zu 0,0004 % H, bis zu 0,2 % W, bis zu 0,05 % As, bis zu
0,05 % Sn und bis zu 0,2 % Co zuzurechnen sind;
- b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, nämlich einer Bramme, einer Dünnbramme,
einem gegossenen Band oder einem Block mit einer Dicke dV zwischen 2,5 und 600 mm;
- c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur TWE von 1100 - 1350 °C;
- d) Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt
mit einer Enddicke dW in einem oder mehr Warmwalzstichen,
- wobei die Warmwalzendtemperatur TE des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts beim Verlassen des letzten Warmwalzstichs
mindestens 770 °C beträgt
und
- wobei eine Anzahl nW an Warmwalzstichen, die größer oder gleich dem auf eine ganze Zahl abgerundeten Ergebnis
nw' der Formel
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0001)
ist, bei einer Temperatur durchgeführt wird, die oberhalb einer Temperatur TNR liegt, welche wie folgt bestimmt wird:
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0002)
mit %C - jeweiliger C-Gehalt der Stahlschmelze,
%Nb - jeweiliger Nb-Gehalt der Stahlschmelze,
%V - jeweiliger V-Gehalt der Stahlschmelze,
%Ti - jeweiliger Ti-Gehalt der Stahlschmelze,
%Al - jeweiliger Al-Gehalt der Stahlschmelze,
%Si - jeweiliger Si-Gehalt der Stahlschmelze;
- e) Unmittelbar nach dem letzten Warmwalzstich einsetzende Abkühlung des warmgewalzten
Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate θQ von mindestens 40 K/s auf eine Kühlstopptemperatur TKS, die höchstens (TE - 250 °C) beträgt;
- f) Abkühlen des auf die Kühlstopptemperatur TKS abgekühlten warmgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit
von θQ' höchstens 0,1 K/s.
[0062] Im Arbeitsschritt a) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird somit eine Schmelze mit
einer den voranstehenden Maßgaben der Erfindung entsprechenden Zusammensetzung erschmolzen,
die in der voranstehend ebenfalls erläuterten Weise variiert werden kann, um bestimmte
Eigenschaften des erfindungsgemäß zu erzeugenden warmgewalzten Stahlflachprodukts
einzustellen oder auszuprägen.
[0063] Diese Schmelze wird im Arbeitsschritt b) in konventioneller Weise zu einem Vorprodukt
mit einer Dicke d
V vergossen. Bei diesem Vorprodukt handelt es sich typischerweise um eine Bramme. Jedoch
ist auch ein Vergießen zu Dünnbrammen, gegossenen Bändern oder Blöcken möglich.
[0064] Im Arbeitsschritt c) wird das jeweilige Vorprodukt auf eine Austenitisierungstemperatur
T
WE erwärmt, wobei diese Erwärmung darin bestehen kann, dass das Vorprodukt auf die jeweilige
Austenitisierungstemperatur T
WE gebracht wird oder bei der Austenitisierungstemperatur T
WE gehalten wird, bis das Vorprodukt vollständig durcherwärmt ist. Die Austenitisierungstemperatur
T
WE beträgt 1100 - 1350 °C, wobei sich eine Austenitisierungstemperatur T
WE von mindestens 1220 °C im Hinblick auf die Vermeidung von Verfestigungen im folgenden
Warmwalzprozess als günstig erweisen. Ein Aufschmelzen der Oberfläche des Vorprodukts
und eine zu starke Vergröberung seines Kornes in Folge der Erwärmung des austenitischen
Gefüges kann dabei dadurch sicher vermieden werden, dass die Austenitisierungstemperatur
T
WE auf höchstens 1320 °C beschränkt wird. Im Temperaturbereich von 1220 - 1320 °C wird
zudem ein optimal homogenes Ausgangsgefüge eingestellt und zuvor vorhandene Ausscheidungen
der in den erfindungsgemäßen Stahllegierungen vorgesehenen Mikrolegierungselemente
sicher aufgelöst.
[0065] Während des als Arbeitsschritt d) durchgeführten Warmwalzprozesses sinkt die Temperatur
des aus dem Vorprodukt gewalzten Stahlflachprodukts bis zur Warmwalzendtemperatur
T
E ab, mit der das fertig warmgewalzte Stahlflachprodukt den letzten Stich des Warmwalzens
verlässt. Um eine Ferritbildung im Stahlflachprodukt während des Warmwalzens zu unterdrücken,
muss die Warmwalzendtemperatur T
E mindestens 770 °C betragen, wobei sich bei einer Warmwalztemperatur T
E, die mindestens 20 °C höher ist als die Ar
3-Temperatur des Stahls, aus dem das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt gefertigt ist,
eine Ferritbildung besonders sicher vermieden werden kann. Die Ar
3-Temperatur lässt sich dabei durch die von Choquet in
P. Choquet, et al.: "Mathematical Model for Predictions of Austenite and Ferrite
Microstructures in Hot Rolling Processes", IRSID Report, St. Germain-en-Laye, 1985,
S.7, angegebenen Gleichung Ar
3 [°C] = 902 - 527 %C - 62 %Mn + 60 %Si abschätzen, in der %C der jeweilige C-Gehalt
des Stahls, mit %Mn der jeweilige Mn-Gehalt des Stahls und mit %Si der jeweilige Si-Gehalt
des Stahls, jeweils in Gew.-%, bezeichnet sind.
[0066] Um ein feines, mehrfach rekristallisiertes Austenitgefüge zu erzielen, sieht die
Erfindung vor, dass im Zuge des Warmwalzens zwei oder mehr Stiche oberhalb einer Temperatur
T
NR durchgeführt werden. Beim Warmwalzen oberhalb dieser Temperatur T
NR kommt es zur vollständigen Rekristallisation des Austenits im Gefüge des Stahlflachprodukts.
Dabei lässt sich die Temperatur T
NR nach der von Boratto in
F. Borrato et al.: "Effect of Chemical Composition on Critical Temperatures of Microalloyed
Steels", THERMEC '88, Proceedings, Iron and Steel Institute of Japan, Tokyo, 1988,
p. 383-390, veröffentlichten Formel T
NR [°C] = 887 + (464 x %C) + (6445 x %Nb - 644 x Wurzel[%Nb]) + (732 x %V - 230 x Wurzel[%V])
+ (890 x %Ti) + (363 x %AI) - (357 x %Si), in der mit %C der jeweilige C-Gehalt, mit
%Nb der jeweilige Nb-Gehalt, %V der jeweilige V-Gehalt, %Ti der jeweilige Ti-Gehalt,
%AI der jeweilige Al-Gehalt und mit %Si der jeweilige Si-Gehalt der Stahlschmelze
bezeichnet sind.
[0067] Die Mindestanzahl n
W der bei einer oberhalb der Temperatur T
NR liegenden Temperatur des Stahlflachprodukts durchgeführten Walzstiche entspricht
dem auf eine ganze Zahl abgerundeten Ergebnis n
W' der Formel
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0003)
[0068] Diese Mindestanzahl n
W an Walzstichen oberhalb der Temperatur T
NR ist erforderlich, um durch Rekristallisation ein optimal feinkörniges austenitisches
Gefüge zu erzielen.
[0069] Um jedoch in den oder dem letzten Warmwalzstich(en) die Rekristallisation des Austenits
zu unterdrücken und so eine feinere Gefügestruktur einzustellen, kann optional eine
unterhalb der Temperatur T
NR liegende Warmwalzendtemperatur T
E gewählt werden, wenn mit mehr als n
W Walzstichen gewalzt wird.
[0070] Der Umformgrad ϕ, der über die Warmwalzstiche erzielt wird, bei denen die Temperatur
des jeweils warmgewalzten Stahlflachprodukts unterhalb der Temperatur T
NR liegt, beträgt vorteilhafterweise mindestens 0,25. Der Umformgrad ϕ wird dabei gemäß
der Formel ϕ = |ln(d
W / (d
ENR)| berechnet, in der mit d
W die Dicke des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts und mit d
ENR die Dicke bezeichnet sind, die das Stahlflachprodukt nach dem letzten bei einer Temperatur
oberhalb der Temperatur T
NR durchgeführten Walzstich erreicht hat.
[0071] Durch Wahl einer geeigneten Warmwalzendtemperatur T
E und eines geeigneten Umformgrads ϕ im voranstehend erläuterten Rahmen lässt sich
sicherstellen, dass es bei der nach dem Warmwalzen erfolgenden Abkühlung zur Umwandlung
des nicht rekristallisierten Austenits in ein feines martensitisch oder bainitisch
dominiertes Gefüge kommt, wodurch die gute Kerbschlagzähigkeit eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts sichergestellt ist.
[0072] Unmittelbar nach dem letzten Walzstich wird das Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt
e) in der Kühlstrecke mit einer Abkühlrate θ
Q von mindestens 40 K/s, insbesondere mindestens 60 K/s, beschleunigt abgekühlt. Auf
Grund der üblichen, aus dem Stand der Technik bekannten Bauform von Warmwalzwerken
und deren Kühleinrichtungen ergibt sich, dass mit "unmittelbar" in dieser Schrift
gemeint ist, dass zwischen dem Austritt des Materials aus dem Walzspalt des letzten
Stiches maximal 8 s vergehen dürfen, bis die beschleunigte Abkühlung beginnt. Als
Kühlmittel eignet sich hierbei insbesondere Wasser, das in einer konventionellen Kühlstrecke
in konventioneller Weise auf das Stahlflachprodukt ausgebracht werden kann.
[0073] Die Kühlstopptemperatur T
KS für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt ist um mindestens 250 °C niedriger als
die Warmwalzendtemperatur, wobei Kühlstopptemperaturen T
KS von höchstens 550 °C, insbesondere 500 °C praxisgerecht sind, sofern sie nicht über
T
E - 250 °C liegen.
[0074] Dabei wird über die Wahl der Kühlstopptemperatur T
KS die Ausprägung des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und damit einhergehend
seine Streckgrenze R
e sowie seine weiteren oben erläuterten mechanisch-technologischen Eigenschaften gesteuert.
[0075] Erfindungsgemäß warmgewalzte Stahlflachprodukte mit einer Streckgrenze R
e von weniger als 890 MPa und einem überwiegend, d.h. zu mindestens 50 Flächen-%, aus
Bainit bestehenden Gefüge lassen sich dadurch erzeugen, dass eine Kühlstopptemperatur
T
KS gewählt wird, die unterhalb der Bainit-Starttemperatur B
S, jedoch nicht mehr als 30 °C unterhalb der Martensit-Starttemperatur M
S (T
KS ≥ M
S - 30°C) des jeweiligen Stahls liegt. Der Anteil an Bainit im Gefüge lässt sich dabei
durch Einstellung einer Kühlstopptemperatur T
KS bestimmen. So ist beispielsweise bei einer Kühlstopptemperatur T
KS von etwa 50 °C unterhalb Bainit-Starttemperatur B
S (T
KS ≈ B
S - 50°C) mit einem Gefügeanteil von 50 Flächen-% Bainit zu rechnen. Ein Bainitanteil
von 100 Flächen-%, d.h. ein vollständig bainitisches Gefüge, kann dagegen beispielsweise
erreicht werden, indem eine um etwa 120 °C unterhalb der Bainit-Starttemperatur B
S liegende Kühlstopptemperatur T
KS gewählt wird (T
KS ≈ B
S - 120 °C). Neben Bainit sind die übrigen Gefügebestandteile bis zu 50 Flächen-% Ferrit
sowie bis zu 10 Flächen-%, insbesondere bis zu 5 Flächen-%, Martensit, wobei die Anteile
von Ferrit und Martensit bei entsprechend hohen Anteilen an dem jeweils anderen Gefügebestandteil
jeweils auch "0" sein können.
[0076] Soll dagegen ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Streckgrenze
R
e von mindestens 890 MPa und einem überwiegend, d.h. zu mindestens 50 Flächen-% aus
Martensit bestehenden Gefüge erzeugt werden, so wird eine Kühlstopptemperatur T
KS gewählt, die um mindestens 100 °C unterhalb der Martensit-Starttemperatur M
S liegt (T
KS ≈ M
S - 100 °C). Um ein beispielsweise vollständig martensitisches Gefüge zu erzeugen,
ist eine Kühlstopptemperatur T
KS erforderlich, die etwa 380 °C unterhalb der Martensit-Starttemperatur M
S liegt (T
KS ≈ M
S 380 °C).
[0077] Die Bainit-Starttemperatur B
S lässt sich gemäß der von Kirkaldy in
J.S. Kirkaldy et al.: "Prediction of Microstructure and Hardenability in Low Alloy
Steels", Phase Transformations in Ferrous Alloys, AlME, Philadelphia, 1983, 125-148 veröffentlichten Formel:
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0004)
abschätzen, in der mit %C der jeweilige C-Gehalt, mit %Mn der jeweilige Mn-Gehalt,
mit %Si der jeweilige Si-Gehalt, mit %Ni der jeweilige Ni-Gehalt, mit %Cr der jeweilige
Cr-Gehalt und mit %Mo der jeweilige Mo-Gehalt des Stahls bezeichnet sind.
[0078] Die Martensit-Starttemperatur M
S lässt sich gemäß der von Andrews in
K.W. ANDREWS: "Empirical Formulae for the Calculation of Some Transformation Temperatures",
Journal of the Iron and Steel Institute, 203, Part 7, July 1965, 721-727, veröffentlichten Formel
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0005)
abschätzen, in der ebenfalls mit %C der jeweilige C-Gehalt, mit %Mn der jeweilige
Mn-Gehalt, mit %Si der jeweilige Si-Gehalt, mit %Ni der jeweilige Ni-Gehalt, mit %Cr
der jeweilige Cr-Gehalt und mit %Mo der jeweilige Mo-Gehalt des Stahls bezeichnet
sind.
[0079] Auf das im Arbeitsschritt e) durchgeführte rasche Abkühlen auf die Kühlstopptemperatur
T
KS folgt im Arbeitsschritt f) eine langsame Abkühlung des erfindungsgemäßen warmgewalzten
Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur. Die Abkühlgeschwindigkeit θ
Q' soll hierbei 0,1 K/s, insbesondere 0,05 K/s, nicht überschreiten. Durch die langsame
Abkühlung kommt es in einem Gefüge mit Martensitanteilen zu Anlasseffekten. Über die
Kühlstopptemperatur T
KS in Kombination mit der langsamen Abkühlgeschwindigkeit θ
Q' lässt sich daher bei der abschließenden Abkühlung auf Raumtemperatur der Anteil
von angelassenem Martensit im Gefüge sehr genau steuern. Hierdurch können die mechanischen
Eigenschaften sehr exakt eingestellt werden.
[0080] Mit der Erfindung steht somit ein warmgewalztes Stahlflachprodukt zur Verfügung,
das eine hohe Streckgrenze R
e, eine hohe Zugfestigkeit Rm und eine hohe Bruchdehnung A in Kombination mit einer
guten Abkantfähigkeit aufweist. Darüber hinaus zeichnet sich das erfindungsgemäße
warmgewalzte Stahlflachprodukt durch eine gute Anlassbeständigkeit und eine hervorragende
Kerbschlagzähigkeit insbesondere auch in der Wärmeeinflusszone von Schweißnähten aus.
[0081] Aufgrund seiner geringen Kantenrissneigung ist ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt
hervorragend zum Stanzen und mechanischen Schneiden geeignet. Auch thermische Trennverfahren
wie Laser- oder Plasmaschneiden können bei der Verarbeitung erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte
problemlos eingesetzt werden. Darüber hinaus kann ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt
ohne besondere Vorbehandlung zum Biegen und Abkanten eingesetzt werden und lässt sich
beispielsweise zur Herstellung hochsteifer Strukturbauteile durch Rollprofilieren
verwenden.
[0082] Durch die optimierten Kerbschlagzähigkeiten insbesondere in der Wärmeeinflusszone
von Schweißnähten lassen sich mit erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten kostengünstig
hochfeste Schweißkonstruktionen und Strukturbauteile herstellen. Auch der Einsatz
zur Fertigung pressgehärteter Bauteile ist mit erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten
möglich.
[0083] Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung sind erfindungsgemäße Stahlschmelzen A - I
und O - Q, zum Vergleich, nicht erfindungsgemäße Schmelzen J - N mit den in Tabelle
1 angegebenen Zusammensetzungen erschmolzen und zu Brammen, Dünnbrammen oder Bändern
mit einer Dicke d
V von 2,5 - 260 mm vergossen worden.
[0084] Zu den Stahlschmelzen A - Q sind in der oben erläuterten Art und Weise die Temperatur
T
NR, die Ar
3-Temperatur, die Bainitstarttemperatur B
S und die Martensitstarttemperatur M
S berechnet worden. Das Ergebnis dieser Berechnungen ist in Tabelle 2 aufgelistet.
[0085] Die aus den Schmelzen A - P gegossenen Brammen sind jeweils auf eine Austenitisierungstemperatur
T
WE wiedererwärmt worden, mit der sie in ein konventionelles Reversiergerüst und anschließend
in eine konventionelle Walzstaffel eingelaufen sind, um mit einer Warmwalzendtemperatur
T
E zu einem Stahlband mit einer Dicke d
W zwischen 4 mm und 8 mm warmgewalzt zu werden. Aus Schmelze Q wurde ein Band mit einer
Dicke von 3 mm gegossen, um anschließend auf eine Dicke von 1,5 mm warmgewalzt zu
werden. Versuche mit abweichenden Dicken d
V(und d
W) ergaben ähnliche Eigenschaften und sind daher hier nicht im Detail dargestellt.
[0086] Im Zuge des Warmwalzens sind die Stahlflachprodukte zunächst über eine Mindestanzahl
n
W von Walzstichen bei einer Temperatur gewalzt worden, die oberhalb der Temperatur
T
NR lag. Die Anzahl n
W ist dabei in der voranstehend erläuterten Weise aus der Dicke d
V der Brammen und der Enddicke d
W des bei den Versuchen jeweils warmgewalzten Stahlflachprodukts ermittelt worden.
[0087] Nach dem Durchlauf der bei Temperaturen oberhalb der Temperatur T
NR absolvierten Walzstiche, ist das jeweilige Stahlflachprodukt, mit Ausnahme von Beispiel
Q, in mindestens einem weiteren Walzstich bei einer unterhalb der Temperatur T
NR liegenden Temperatur warmgewalzt worden.
[0088] Unmittelbar im Anschluss an den letzten Warmwalzstich sind die durch das Warmwalzen
erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder mit einer Abkühlrate θ
Q beschleunigt auf eine Kühlstopptemperatur T
KS abgekühlt worden. Nach Erreichen der jeweiligen Kühlstopptemperatur T
KS erfolgte mit einer Abkühlrate θ
Q' eine langsame Abkühlung der Stahlbänder auf Raumtemperatur.
[0089] In Tabelle 3 sind für jeden der Versuche 1 - 37 der Stahl, aus dem das beim jeweiligen
Versuch verarbeitete Stahlflachprodukt bestand, die Enddicke d
W der bei den Versuchen jeweils erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte, die Anzahl
n
W von Walzstichen, die das jeweilige Stahlflachprodukt bei Temperaturen oberhalb der
Temperatur T
NR durchlaufen hat, der Umformgrad ϕ, der beim Warmwalzen bei Temperaturen unterhalb
der Temperatur T
NR erzielt worden ist, die Austenitisierungstemperatur T
WE, die Warmwalzendtemperatur T
E, die Kühlstopptemperatur T
KS, die Abkühlrate θ
Q und die Abkühlrate θ
Q' angegeben.
[0090] An den erhaltenen Stahlflachprodukten sind gemäß DIN EN ISO 6892 die Streckgrenze
R
e, die Zugfestigkeit R
m, die Dehnung A
5 und gemäß DIN EN ISO 148-1 die Kerbschlagzähigkeit A
v-20°C bei einer Prüftemperatur von -20 °C und A
v-40°C bei einer Prüftemperatur von -40 °C ermittelt worden. Die Ergebnisse dieser
Prüfungen sind in Tabelle 4 zusammengefasst.
[0091] Ebenso sind die Gefüge der bei den Versuchen erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukte
untersucht worden. Das Ergebnis dieser Untersuchung ist in Tabelle 5 aufgelistet.
[0092] Es zeigt sich, dass die aus den nicht erfindungsgemäß zusammengesetzten Stählen J
und K bestehenden warmgewalzten Stahlflachprodukte zwar vergleichbare Streckgrenzen-
und Zugfestigkeitswerte, jedoch deutlich geringere Ergebnisse bei der Kerbschlagzähigkeitsprüfung
als die aus den erfindungsgemäß legierten Stählen erzeugten Stahlflachprodukte aufweisen.
Ursache dafür ist das bei den Stählen J und K in höheren Gehalten zulegierte Titan
(Ti/N-Verhältnis >5).
[0093] Die aus den nicht erfindungsgemäß zusammengesetzten Stählen L und M hergestellten
Stahlflachprodukte besitzen im Vergleich zu den aus den erfindungsgemäßen Stählen
hergestellten Stahlflachprodukten geringere Werte der Streckgrenze, Zugfestigkeit
und Kerbschlagbiegezähigkeit. Dies ist darauf zurückzuführen, dass bei den nicht erfindungsgemäßen
Stählen keine ausreichende Abbindung des Stickstoffs durch Niob und Aluminium oder
Titan erfolgt. Als Konsequenz wird das Bor in Nitriden gebunden und kann seine härtbarkeitssteigernde
Wirkung nicht mehr entfalten. Dies wiederum hat zur Folge, dass sich kein vollmartensitisches
oder vollbainitisches Gefüge ausbildet, sondern ein Mischgefüge aus Martensit, Bainit
und Ferrit. Daraus resultieren geringe Festigkeits- und Zähigkeitswerte.
[0094] Die aus dem nicht erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahl N erzeugten Stahlflachprodukte
weisen sowohl geringere Streckgrenzen- und Zugfestigkeitswerte als auch eine geringere
Kerbschlagbiegezähigkeit auf. Die geringen Streckgrenzen- und Zugfestigkeitswerte
sind darauf zurückzuführen, dass der Stahl nicht mit Bor legiert ist. Die geringen
Werte der Kerbschlagbiegezähigkeit sind auf den erhöhten Titangehalt zurückzuführen.
Tabelle 1
Stahl |
C |
Mn |
Al |
Si |
Nb |
B |
Cr |
Mo |
Cr + 3 Mo |
Ti |
V |
Ni |
Cu |
P |
S |
N |
Ca |
Ti/N |
A |
0,098 |
1,45 |
0,084 |
0,199 |
0,026 |
0,0023 |
0,334 |
0,207 |
0,955 |
- |
- |
- |
- |
0,010 |
0,001 |
0,0037 |
0,0013 |
- |
B |
0,115 |
1,44 |
0,086 |
0,222 |
0,025 |
0,0017 |
0,326 |
0,204 |
0,938 |
- |
- |
- |
- |
0,011 |
0,002 |
0,0060 |
0,0012 |
- |
C |
0,091 |
1,44 |
0,087 |
0,070 |
0,023 |
0,0020 |
0,319 |
0,203 |
0,928 |
- |
0,032 |
- |
- |
0,009 |
0,000 |
0,0041 |
0,0013 |
- |
D |
0,133 |
1,43 |
0,088 |
0,177 |
0,024 |
0,0020 |
0,329 |
0,205 |
0,944 |
- |
- |
- |
0,21 |
0,009 |
0,001 |
0,0042 |
0,0012 |
- |
E |
0,148 |
1,04 |
0,087 |
0,331 |
0,022 |
0,0023 |
0,276 |
- |
0,276 |
0,014 |
- |
- |
- |
0,010 |
0,002 |
0,0044 |
0,0015 |
3,18 |
F |
0,175 |
1,04 |
0,089 |
0,067 |
0,023 |
0,0021 |
0,321 |
- |
0,321 |
0,013 |
- |
- |
- |
0,011 |
0,002 |
0,0056 |
0,0015 |
2,32 |
G |
0,140 |
1,02 |
0,090 |
0,220 |
0,028 |
0,0026 |
0,340 |
0,210 |
0,970 |
- |
0,054 |
0,220 |
- |
0,013 |
0,001 |
0,0040 |
0,0010 |
- |
H |
0,091 |
1,28 |
0,083 |
0,172 |
0,027 |
0,0024 |
0,287 |
0,207 |
0,908 |
0,011 |
- |
0,230 |
- |
0,012 |
0,002 |
0,0050 |
0,0020 |
2,29 |
I |
0,072 |
0,98 |
0,091 |
0,211 |
0,019 |
0,0018 |
- |
0,186 |
0,558 |
- |
- |
- |
- |
0,012 |
0,001 |
0,0050 |
0,0010 |
- |
J*) |
0,091 |
1,42 |
0,033 |
0,201 |
0,025 |
0,0019 |
0,337 |
0,198 |
0,931 |
0,020 |
- |
- |
- |
0,010 |
0,002 |
0,0037 |
0,0014 |
5,41 |
K*) |
0,139 |
1,02 |
0,034 |
0,040 |
- |
0,0030 |
0,114 |
- |
0,114 |
0,024 |
- |
- |
- |
0,014 |
0,003 |
0,0031 |
0,0008 |
7,74 |
L*) |
0,094 |
1,36 |
0,041 |
0,035 |
0,023 |
0,0019 |
0,325 |
0,212 |
0,961 |
- |
- |
- |
- |
0,011 |
0,002 |
0,0040 |
0,0020 |
- |
M*) |
0,097 |
1,29 |
0,088 |
0,263 |
0,024 |
- |
0,331 |
0,195 |
0,916 |
- |
- |
- |
- |
0,01 |
0,002 |
0,0051 |
0,0020 |
- |
N*) |
0,095 |
1,05 |
0,030 |
0,180 |
0,021 |
- |
0,330 |
0,220 |
0,990 |
0,022 |
- |
- |
- |
0,011 |
0,001 |
0,0038 |
0,0018 |
5,79 |
O |
0,090 |
1,41 |
0,089 |
- |
0,023 |
0,0022 |
- |
- |
- |
- |
- |
- |
- |
- |
- |
- |
- |
- |
P |
0,096 |
1,49 |
0,090 |
0,210 |
0,021 |
0,0024 |
0,310 |
0,21 |
0,940 |
0,021 |
0,080 |
1,400 |
1,30 |
0,014 |
0,008 |
0,005 |
0,0023 |
4,20 |
Q |
0,121 |
1,45 |
0,086 |
0,072 |
0,020 |
0,0020 |
0,325 |
0,22 |
0,985 |
0,012 |
- |
- |
- |
0,011 |
0,002 |
0,004 |
0,0014 |
3,00 |
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
*) = Nicht erfindungsgemäß |
Tabelle 2
Stahl |
TNR 1) |
Ar3 2) |
Bs 3) |
Ms 4) |
[°C] |
A |
956 |
772 |
565 |
446 |
B |
952 |
765 |
563 |
439 |
C |
969 |
769 |
576 |
451 |
D |
972 |
754 |
565 |
432 |
E |
928 |
779 |
577 |
438 |
F |
1039 |
749 |
594 |
429 |
G |
965 |
778 |
572 |
437 |
H |
976 |
785 |
571 |
451 |
I |
912 |
816 |
594 |
475 |
J* |
947 |
778 |
566 |
450 |
K* |
971 |
768 |
605 |
447 |
L* |
984 |
770 |
581 |
452 |
M* |
925 |
787 |
566 |
450 |
N* |
939 |
798 |
580 |
459 |
O |
1012 |
767 |
601 |
458 |
P |
943 |
772 |
542 |
421 |
Q |
997 |
753 |
573 |
437 |
1) berechnet mit Formel von BORATTO
2) berechnet mit Formel von CHOQUET
3) berechnet mit Formel von KIRKALDY
4) berechnet mit Formel von ANDREWS
*) = Nicht erfindungsgemäß |
Tabelle 3
Versuch |
Stahl |
dV |
dW |
nW |
ϕ |
TWE |
TE |
TKS |
θQ |
θQ' |
[mm] |
[mm] |
|
[%] |
[°C] |
[°C/s] |
1 |
A |
260 |
6 |
10 |
0,28 |
1302 |
838 |
92 |
65 |
0,001 |
2 |
A |
260 |
6 |
10 |
0,29 |
1306 |
827 |
151 |
60 |
0,002 |
3 |
A |
260 |
5 |
12 |
0,35 |
1297 |
842 |
109 |
50 |
0,002 |
4 |
A |
260 |
4 |
8 |
0,45 |
1306 |
823 |
153 |
45 |
0,003 |
5 |
B |
260 |
8 |
8 |
0,35 |
1297 |
848 |
129 |
70 |
0,002 |
6 |
B |
260 |
6 |
11 |
0,26 |
1291 |
854 |
106 |
90 |
0,002 |
7 |
C |
215 |
4 |
8 |
0,40 |
1262 |
798 |
82 |
100 |
0,001 |
8 |
C |
215 |
5 |
8 |
0,45 |
1253 |
809 |
75 |
95 |
0,001 |
9 |
C |
215 |
5 |
8 |
0,42 |
1248 |
812 |
327 |
50 |
0,003 |
10 |
D |
215 |
4,5 |
9 |
0,43 |
1244 |
803 |
57 |
85 |
0,001 |
11 |
D |
215 |
4 |
8 |
0,48 |
1256 |
808 |
181 |
75 |
0,002 |
12 |
E |
260 |
8 |
6 |
0,36 |
1288 |
867 |
278 |
65 |
0,003 |
13 |
E |
260 |
8 |
7 |
0,34 |
1295 |
864 |
296 |
60 |
0,004 |
14 |
F |
215 |
8 |
8 |
0,36 |
1289 |
867 |
104 |
65 |
0,002 |
15 |
F |
215 |
4 |
9 |
0,45 |
1306 |
872 |
124 |
55 |
0,002 |
16 |
G |
260 |
8 |
9 |
0,32 |
1268 |
858 |
52 |
80 |
0,001 |
17 |
G |
260 |
6 |
10 |
0,37 |
1287 |
874 |
53 |
75 |
0,001 |
18 |
H |
260 |
6 |
9 |
0,26 |
1298 |
865 |
207 |
55 |
0,003 |
19 |
H |
260 |
4 |
10 |
0,39 |
1266 |
804 |
186 |
50 |
0,002 |
20 |
I |
60 |
4 |
4 |
0,28 |
1254 |
822 |
508 |
60 |
0,005 |
21 |
I |
60 |
5,5 |
4 |
0,30 |
1287 |
867 |
497 |
65 |
0,005 |
22 |
J* |
260 |
5 |
10 |
0,33 |
1298 |
809 |
122 |
60 |
0,002 |
23 |
J* |
260 |
6 |
9 |
0,39 |
1249 |
816 |
156 |
65 |
0,002 |
24 |
K* |
260 |
8 |
9 |
0,36 |
1303 |
856 |
85 |
60 |
0,001 |
25 |
K* |
260 |
6 |
10 |
0,27 |
1276 |
841 |
57 |
80 |
0,001 |
26 |
L* |
260 |
4 |
9 |
0,44 |
1247 |
812 |
59 |
75 |
0,001 |
27 |
L* |
260 |
5 |
10 |
0,41 |
1296 |
873 |
54 |
110 |
0,001 |
28 |
M* |
260 |
8 |
8 |
0,37 |
1283 |
866 |
66 |
65 |
0,001 |
29 |
M* |
260 |
4 |
9 |
0,48 |
1246 |
798 |
49 |
90 |
0,001 |
30 |
N* |
260 |
5 |
10 |
0,34 |
1285 |
821 |
61 |
75 |
0,001 |
31 |
N* |
260 |
6 |
9 |
0,40 |
1292 |
826 |
72 |
80 |
0,001 |
32 |
O |
215 |
4 |
8 |
0,41 |
1295 |
869 |
52 |
80 |
0,001 |
33 |
O |
215 |
6 |
6 |
0,38 |
1301 |
872 |
55 |
85 |
0,001 |
34 |
P |
260 |
6 |
10 |
0,45 |
1302 |
880 |
62 |
90 |
0,002 |
35 |
P |
260 |
8 |
6 |
0,46 |
1293 |
883 |
56 |
70 |
0,001 |
36 |
Q |
3 |
1,5 |
1 |
0 |
1291 |
1150 |
62 |
100 |
0,001 |
*) = Nicht erfindungsgemäß |
Tabelle 4
Versuch |
Stahl |
Re |
Rm |
Re/Rm |
A5 |
AV-20°C |
AV-40°C |
[MPa] |
|
[%] |
[J/cm2] |
1 |
A |
1194 |
1240 |
0,96 |
11,3 |
105 |
71 |
2 |
A |
1102 |
1164 |
0,95 |
10,5 |
118 |
73 |
3 |
A |
1150 |
1286 |
0,89 |
9,8 |
113 |
105 |
4 |
A |
1096 |
1200 |
0,91 |
10,8 |
183 |
110 |
5 |
B |
1183 |
1310 |
0,90 |
8,2 |
88 |
78 |
6 |
B |
1225 |
1326 |
0,92 |
9,3 |
104 |
91 |
7 |
C |
1227 |
1391 |
0,88 |
7,8 |
111 |
98 |
8 |
C |
1228 |
1367 |
0,90 |
8,1 |
138 |
125 |
9 |
C |
1135 |
1214 |
0,93 |
9,8 |
155 |
133 |
10 |
D |
1285 |
1437 |
0,89 |
8,9 |
120 |
106 |
11 |
D |
1137 |
1267 |
0,90 |
10,2 |
129 |
104 |
12 |
E |
1087 |
1226 |
0,89 |
10,4 |
94 |
70 |
13 |
E |
1031 |
1218 |
0,85 |
10,7 |
85 |
74 |
14 |
F |
1310 |
1443 |
0,91 |
8,4 |
89 |
68 |
15 |
F |
1276 |
1373 |
0,93 |
8,7 |
104 |
76 |
16 |
G |
1308 |
1437 |
0,91 |
9,6 |
84 |
68 |
17 |
G |
1356 |
1488 |
0,91 |
9,1 |
104 |
83 |
18 |
H |
989 |
1123 |
0,88 |
10,5 |
121 |
104 |
19 |
H |
1012 |
1139 |
0,89 |
11,4 |
128 |
111 |
20 |
I |
756 |
843 |
0,90 |
11,7 |
166 |
119 |
21 |
I |
771 |
859 |
0,90 |
11,1 |
155 |
108 |
22 |
J* |
1137 |
1236 |
0,92 |
9,1 |
58 |
33 |
23 |
J* |
1067 |
1277 |
0,84 |
10,1 |
66 |
39 |
24 |
K* |
1230 |
1373 |
0,90 |
8,4 |
51 |
44 |
25 |
K* |
1268 |
1402 |
0,90 |
9,3 |
56 |
39 |
26 |
L* |
930 |
1069 |
0,87 |
10,3 |
56 |
40 |
27 |
L* |
920 |
1034 |
0,89 |
10,2 |
53 |
41 |
28 |
M* |
930 |
1057 |
0,88 |
10,7 |
56 |
43 |
29 |
M* |
940 |
1011 |
0,93 |
9,4 |
|
110 |
30 |
N* |
980 |
1077 |
0,91 |
10,2 |
62 |
34 |
31 |
N* |
995 |
1093 |
0,91 |
9,5 |
70 |
36 |
32 |
O |
990 |
1096 |
0,90 |
9,7 |
124 |
75 |
33 |
O |
985 |
1089 |
0,91 |
10,0 |
130 |
81 |
34 |
P |
1001 |
1110 |
0,90 |
9,5 |
123 |
86 |
35 |
P |
990 |
1096 |
0,90 |
9,8 |
120 |
83 |
36 |
Q |
1105 |
1223 |
0,90 |
8,9 |
110 |
76 |
*) = Nicht erfindungsgemäß |
Tabelle 5
Versuch |
Stahl |
Bainit |
Ferrit |
Martensit |
[Flächen-%] |
1 |
A |
10 |
<1 |
90 |
2 |
A |
20 |
<1 |
80 |
3 |
A |
15 |
<1 |
85 |
4 |
A |
20 |
<1 |
80 |
5 |
B |
10 |
<1 |
90 |
6 |
B |
<1 |
<1 |
100 |
7 |
C |
<1 |
<1 |
100 |
8 |
C |
<1 |
<1 |
100 |
9 |
C |
35 |
<1 |
65 |
10 |
D |
<1 |
<1 |
100 |
11 |
D |
15 |
<1 |
85 |
12 |
E |
30 |
<1 |
70 |
13 |
E |
40 |
<1 |
60 |
14 |
F |
5 |
<1 |
95 |
15 |
F |
10 |
<1 |
90 |
16 |
G |
<1 |
<1 |
100 |
17 |
G |
<1 |
<1 |
100 |
18 |
H |
10 |
<1 |
90 |
19 |
H |
10 |
<1 |
90 |
20 |
I |
70 |
30 |
<1 |
21 |
I |
75 |
25 |
<1 |
22 |
J* |
<1 |
<1 |
100 |
23 |
J* |
<1 |
<1 |
100 |
24 |
K* |
5 |
<1 |
95 |
25 |
K* |
<1 |
<1 |
100 |
26 |
L* |
20 |
15 |
65 |
27 |
L* |
15 |
10 |
75 |
28 |
M* |
20 |
15 |
65 |
29 |
M* |
15 |
10 |
75 |
30 |
N* |
15 |
15 |
70 |
31 |
N* |
15 |
10 |
75 |
32 |
O |
5 |
<1 |
95 |
33 |
O |
10 |
<1 |
90 |
34 |
P |
<1 |
<1 |
100 |
35 |
P |
<1 |
<1 |
100 |
36 |
Q |
<1 |
<1 |
100 |
*) = Nicht erfindungsgemäß |
1. Warmgewalztes Stahlflachprodukt mit optimierter Schweißeignung und optimierten mechanischen
Eigenschaften im Bereich der Wärmeeinflusszone einer Verschweißung und bestehend aus
(in Gew.-%):
C: |
0,03 |
- 0,3 %, |
Mn: |
0,4 |
- 3 %, |
Al: |
0,05 |
- 0,2 %, |
Nb: |
0,005 |
- 0,1 %, |
B: |
0,0005 |
- 0,005 %, |
optional Cr und/oder Mo mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Cr an Cr und/oder %Mo an
Mo folgende Bedingung erfüllen
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0006)
optional Ti mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Ti an Ti und %N an N die folgende
Bedingung erfüllen
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0007)
sowie ebenfalls jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elementen aus der
Gruppe "Si, Ni, Cu, V, Ca, REM", wobei für die Gehalte an diesen Elementen, soweit
vorhanden, gilt:
Si: |
0,01 |
- 0,5 %, |
Ni: |
0,1 |
- 1,5 %, |
Cu: |
0,1 |
- 1,5 %, |
V: |
0,005 |
- 0,10 %, |
Ca: |
0,0005 |
- 0,005 %, |
REM: |
0,001 |
- 0,050 %, |
Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei den Verunreinigungen Gehalte
von
bis zu 0,01 % N,
bis zu 0,010 % S,
bis zu 0,02 % P,
bis zu 0,01 % O,
bis zu 0,0004 % H,
bis zu 0,2 % W,
bis zu 0,05 % As,
bis zu 0,05 % Sn und
bis zu 0,2 % Co
zugerechnet sind.
2. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet, dass es aus (in Gew.-%)
C: |
0,04 |
- 0,2 %, |
Mn: |
0,6 |
- 2,0 %, |
Al: |
0,07 |
- 0,15 %, |
Nb: |
0,010 |
- 0,06 %, |
B: |
0,0010 |
- 0,004 %, |
optional Cr und/oder Mo mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Cr an Cr und/oder %Mo an
Mo folgende Bedingung erfüllen
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0008)
optional Ti mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Ti an Ti und %N an N die folgende
Bedingung erfüllen
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0009)
sowie ebenfalls jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elementen aus der
Gruppe "Si, Ni, Cu, V, Ca, REM", wobei für die Gehalte an diesen Elementen, soweit
vorhanden, gilt:
Si: |
0,01 |
- 0,3 %, |
Ni: |
0,1 |
- 1,0 %, |
Cu: |
0,1 |
- 1,0 %, |
V: |
0,005 |
- 0,10 %, |
Ca: |
0,001 |
- 0,004 %, |
REM: |
0,001 |
- 0,050 %, |
Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei den Verunreinigungen
Gehalte von
bis zu 0,008 % N,
bis zu 0,008 % S,
bis zu 0,02 % P,
bis zu 0,01 % O,
bis zu 0,0004 % H,
bis zu 0,2 % W,
bis zu 0,05 % As,
bis zu 0,05 % Sn
und
bis zu 0,2 % Co
zugerechnet sind.
3. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 2,
dadurch gekennzeichnet, dass es aus (in Gew.-%)
C: |
0,04 |
- 0,2 %, |
Mn: |
0,8 |
- 1,7 %, |
Al: |
0,085 |
- 0,13 %, |
Nb: |
0,015 |
- 0,04 %, |
B: |
0,0015 |
- 0,0035 %, |
optional Cr und/oder Mo mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Cr an Cr und/oder %Mo an
Mo folgende Bedingung erfüllen
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0010)
optional Ti mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Ti an Ti und %N an N die folgende
Bedingung erfüllen
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0011)
sowie ebenfalls jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elementen aus der
Gruppe "Si, Ni, Cu, V, Ca, REM", wobei für die Gehalte an diesen Elementen, soweit
vorhanden, gilt:
Si: |
0,01 |
- 0,1 %, |
Ni: |
0,1 |
- 0,5 %, |
Cu: |
0,1 |
- 0,5 %, |
V: |
0,005 |
- 0,10 %, |
Ca: |
0,001 |
- 0,004 %, |
REM: |
0,001 |
- 0,050 %, |
Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei den Verunreinigungen
Gehalte von
bis zu 0,006 % N,
bis zu 0,006 % S,
bis zu 0,02 % P,
bis zu 0,01 % O,
bis zu 0,0004 % H,
bis zu 0,2 % W,
bis zu 0,05 % As,
bis zu 0,05 % Sn
und
bis zu 0,2 % Co
zugerechnet sind.
4. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt mindestens 0,005 Gew.-% beträgt.
5. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es mit einer metallischen Schutzschicht belegt ist.
6. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass seine Streckgrenze Re mindestens 680 MPa beträgt.
7. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass seine Zugfestigkeit Rm 700 - 1700 MPa beträgt.
8. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 6 und 7, dadurch gekennzeichnet, dass sein Streckgrenzenverhältnis Re/Rm mindestens 0,75 beträgt.
9. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass seine Bruchdehnung A 5 - 25 % beträgt.
10. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass bei einer Prüftemperatur von -20 °C seine Kerbschlagzähigkeit Av mindestens 50 J/cm2 und bei einer Prüftemperatur von -40 °C mindestens 35 J/cm2 beträgt.
11. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Gefüge im Fall, dass seine Streckgrenze Re weniger als 890 MPa beträgt, zu 50 - 100 Flächen-% aus Bainit oder bainitischen Ferrit
oder einer Mischung aus Bainit und bainitischem Ferrit und als jeweiliger Rest aus
Ferrit und jeweils bis zu 10 Flächen-% Martensit und Restaustenit besteht, wogegen
im Fall, dass seine Streckgrenzen Re mindestens 890 MPa beträgt, sein Gefüge zu 50 - 100 Flächen-% aus Martensit oder
angelassenem Martensit oder einer Mischung aus Martensit und angelassenem Martensit
und als jeweiliger Rest aus Bainit, bainitischem Ferrit, Restaustenit oder Ferrit
oder einer Mischung aus Bainit, bainitischen Ferrit, Restaustenit und Ferrit besteht,
wobei der Anteil des Gefüges in allen Fällen jeweils höchstens 10 Flächen-% beträgt.
12. Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts mit optimierter Schweißeignung und
optimierten mechanischen Eigenschaften im Bereich der Wärmeeinflusszone einer Verschweißung,
umfassend folgende Arbeitsschritte:
a) Erzeugen einer Stahlschmelze, die aus (in Gew.-%) C: 0,03 - 0,3 %, Mn: 0,4 - 3
%, Al: 0,05 - 0,2 %, Nb: 0,005 - 0,1 %, B: 0,0005 - 0,005 %, optional Cr und/oder
Mo mit der Maßgabe, dass die Gehalte %Cr an Cr und/oder %Mo an Mo die Bedingung 0,1
% ≤ %Cr + (3 x %Mo) ≤ 3 % erfüllen, optional Ti mit der Maßgabe, dass die Gehalte
%Ti an Ti und %N an N die Bedingung %Ti / %N ≤ 5 erfüllen sowie ebenfalls jeweils
optional einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Si, Ni, Cu, V, Ca,
REM", wobei für die Gehalte an diesen Elementen, soweit vorhanden, gilt: Si: 0,01
- 0,5 %, Ni: 0,1 - 1,5 %, Cu: 0,1 - 1,5 %, V: 0,005 - 0,10 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %,
REM: 0,001 - 0,050 %, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
wobei den Verunreinigungen Gehalte von bis zu 0,01 % N, bis zu 0,010 % S, bis zu 0,02
% P, bis zu 0,01 % O, bis zu 0,0004 % H, bis zu 0,2 % W, bis zu 0,05 % As, bis zu
0,05 % Sn und bis zu 0,2 % Co zuzurechnen sind;
b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, nämlich einer Bramme, einer Dünnbramme,
einem gegossenen Band oder einem Block mit einer Dicke dV zwischen 2,5 mm und 600 mm;
c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur TWE von 1100 - 1350 °C;
d) Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukts
mit einer Enddicke dW in einem oder mehr Warmwalzstichen,
- wobei die Warmwalzendtemperatur TE des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukt beim Verlassen des letzten Warmwalzstichs
mindestens 770 °C beträgt
und
- wobei eine Anzahl nW von Warmwalzstichen, die größer oder gleich dem auf eine ganze Zahl abgerundeten
Ergebnis nW' der Formel
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0012)
ist, bei einer Temperatur durchgeführt wird, die oberhalb einer Temperatur TNR liegt, welche wie folgt bestimmt wird:
![](https://data.epo.org/publication-server/image?imagePath=2020/49/DOC/EPNWA1/EP19177255NWA1/imgb0013)
mit %C - jeweiliger C-Gehalt der Stahlschmelze,
%Nb - jeweiliger Nb-Gehalt der Stahlschmelze,
%V - jeweiliger V-Gehalt der Stahlschmelze,
%Ti - jeweiliger Ti-Gehalt der Stahlschmelze,
%AI - jeweiliger Al-Gehalt der Stahlschmelze,
%Si - jeweiliger Si-Gehalt der Stahlschmelze,
e) Unmittelbar nach dem letzten Warmwalzstich einsetzende Abkühlung des warmgewalzten
Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate θQ von mindestens 40 K/s auf eine Kühlstopptemperatur TKS, die höchstens (TE - 250 °C) beträgt;
f) Abkühlen des auf die Kühlstopptemperatur TKS abgekühlten warmgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit
θQ' von höchstens 0,1 K/s.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmwalzendtemperatur TE mindestens 20 °C höher ist als die Ar3-Temperatur des Stahls, aus dem das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt gefertigt ist.
14. Verfahren nach Anspruch 12 oder 13, dadurch
gekennzeichnet, dass der Umformgrad ϕ, der im Arbeitsschritt d) über die jeweiligen Warmwalzstiche erzielt
wird, bei denen die Temperatur des jeweils warmgewalzten Stahlflachprodukts unterhalb
der Temperatur TNR liegt, mindestens 0,25 beträgt.
15. Verwendung eines warmgewalzten Stahlflachproduktes nach Ansprüchen 1 - 14 zur Herstellung
eines Bauteils für den Fahrzeug-, Kran- oder Infrastrukturbau.