Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten Warmbanderzeugnissen nach dem Oberbegriff des Anspruchs 1.

Als Warmband wird ein Stahlband bezeichnet, welches dadurch hergestellt wird, dass zu nächst eine Stahlschmelze einer gewünschten Legierung nebst unvermeidlichen Verunreini gungen, die dem Stahlschmelzprozess immanent sind, in der Regel in einem Konverter er schmolzen wird. Die Schmelze wird üblicherweise anschließend in eine metallurgische Pfanne gegeben, in der eine schmelzmetallurgische Weiterverarbeitung, insbesondere Legierungs einstellung, erfolgt. Zudem werden im Konverter die unterschiedlichsten Frischverfahren durchgeführt, um unerwünschte Begleitelemente zu reduzieren.

Anschließend wird der Stahl aus der Pfanne üblicherweise über eine Verteilerrinne einer Stranggussanlage aufgegeben, in der der flüssige Stahl zu einem theoretisch endlosen Bram menband vergossen wird. Das erstarrte Stahlband wird in der Stranggussanlage zu soge nannten Brammen geschnitten, die tafelförmig ausgebildet sind, bei einer Dicke von mehre ren Dezimetern, einer Breite von beispielsweise 1,5 m und einer Länge von beispielsweise 6 m bis 12 m.

Derartige Brammen sind anschließend in Walzstraßen weiter verarbeitbar.

Zur Erzeugung eines Warmbandes werden derartige Brammen zunächst in einem Wiederer wärmofen auf die Walztemperatur vorgewärmt und gelangen anschließend in die sogenannte Warm-(breit)-bandstraße.

Die Warmbandstraße besteht aus einer Abfolge von Walzgerüsten, wobei zunächst ein soge nanntes reversierendes Vorgerüst vorhanden ist, in dem die Bramme vorgewalzt wird. Das immer noch sehr heiße, hellglühende Stahlband wird anschließend in die eigentlichen Walz- gerüste eingeführt und durchläuft diese Walzgerüste, wobei das Band eine, Zieldicke und Zielbreite bekommt.

Derartige Warmbänder können, nachdem sie aufgehaspelt wurden, entweder als Warmband direkt weiterverarbeitet werden oder über eine Kaltwalzstraße zu Feinblech weiter verarbeitet werden.

Warmband wird jedoch nicht nur für die Weiterverarbeitung zu Feinblech hergestellt, son dern stellt eine eigene Stahlspezialität dar, welche mit Modifikationen direkt weiterverarbeitet werden kann.

Als thermomechanischen Stahl bezeichnet man einen mikrolegierten Stahlwerkstoff, der durch ein thermomechanisches Verfahren hergestellt wird. Beim thermomechanischen Walz verfahren wird eine Endtemperatur in einem bestimmten Bereich eingehalten. Dabei werden Materialeigenschaften des Stahles erreicht, die mit alleiniger Wärmebehandlung nicht zu stande kommen. Dieser Vorgang ist nicht wiederholbar. Thermomechanische Stähle haben hohe Festigkeiten und Zähigkeiten und lassen sich sehr gut verarbeiten und besitzen insbe sondere eine gute Schweißeignung.

Das thermomechanische Walzen ist ein Verfahren, bei dem bestimmte Gebrauchseigenschaf ten des Stahles, nämlich in der Regel die Festigkeit und Zähigkeit, durch die Kombination thermischer Einwirkung und plastischer Verformung verbessert werden. Es gibt verschiedene Verfahren, die eine thermische Behandlung und dann eine Umformung enthalten, wobei die Umformung bei hoher und bei niedriger Temperatur unterschieden wird. Ebenso gibt es Ver fahren, bei denen bei einer bestimmten Temperatur zunächst umgeformt wird, gefolgt von einer thermischen Behandlung. In thermisch behandelten Stählen werden oft Mikrolegie rungselemente zugegeben. Diese sollen während der Warmumformung als Karbide und Nit ride ausscheiden, um die Rekristallisation zu hemmen. Dies führt mittels einer Kornverände rung zu besseren mechanischen Eigenschaften. Die Neigung von Titan, hochtemperatur stabile Nitride zu bilden, wird zusätzlich genutzt, um Kornwachstum bei der Austenitbildung zu verhindern. Schließlich tragen auch noch die später beim Abkühlen gebildeten Ausschei dungen zu einer Teilchenhärtung bei.

Bei normalen thermomechanischen Warmwalzvorgängen wird der Austenit in einem Tempe raturbereich dicht oberhalb A ₃ verformt (Eisen-Kohlenstoff-Diagramm). Das Austenitform härten findet, stahlspezifisch, etwa 500°C unterhalb der Rekristallisations temperatur im Austenit statt. Dieser wird nach einer Umwandlung zur extrem feinnadeligem Martensit. Bei der thermomechanischen Walzung während der Umformung, beispielsweise in der Perlitstufe, wird die Festigkeit durch Verfeinern des Mikrogefüges und eventuell durch eine Ausscheidungshärtung gesteigert.

Durch thermomechanisches Walzen unter 800°C werden mikrolegierte Feinkornbaustähle zu einer Umwandlung des nicht-kristallisierten Austenits in ein äußerst feinkörniges Ferrit-Perlit- Gefüge gezwungen. Durch eine nachfolgende beschleunigte Abkühlung kann sogar die Um wandlung in Bainit oder Martensit ermöglicht werden, was zu einer weiteren Festigkeitsstei gerung führt.

Aus der WO2017/016582 Al ist ein hochfester Stahl mit hoher Mindeststreckgrenze und ein Verfahren zur Fierstellung eines solchen Stahles bekannt. Dieser Stahl hat eine Zusammen setzung, die wie folgt gefasst ist:

(a) Kohlenstoff: 0,23 bis 0,25 Gew.-%

(b) Silizium: 0,15 bis 0,35 Gew.-%

(c) Mangan: 0,85 bis 1 ,00 Gew.-%

(d) Aluminium: 0,07 bis 0,10 Gew.-%

(e) Chrom: 0,65 bis 0,75 Gew.-%

(f) Niob: 0,02 bis 0,03 Gew.-%

(g) Molybdän: 0,55 bis 0,65 Gew.-%

(h) Vanadium: 0,035 bis 0,05 Gew.-%;

(0) Nickel: 1 ,10 bis 1 ,30 Gew.-%;

(j) Bor: 0,0020 bis 0,0035 Gew.-%;

(k) Kalzium: 0,0007 bis 0,0030 Gew.-%; und wobei der Stahl ggf. weitere Elemente umfasst, wobei für den maximalen Gehalt der weiteren Elemente gilt:

(L) 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 um fasst und wobei (i) das Kohlenstoffäquivalent Pcm berechnet werden kann mit

Pcm = [C] + [Si]/30 + [Mn]/20 + [Cu]/20 + [Ni]/60 + [Cr]/20 + [Mo]/15 + [V]/10 + 5[B]; wobei [C], [Si], [Mn], [Cu], [Ni], [Cr], [Mo], [V], und [B] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für Pcm gilt:

0,38 Gew.-% < Pcm < 0,44Gew.-%; und/oder

(ii) das Kohlenstoffäquivalent Ceq berechnet werden kann mit

Ceq = [C] + [Si]/24 + [Mn]/6 + [Ni]/40 + [Cr]/5 + [Mo]/4 + [V]/14;

wobei [C], [Si], [Mn], [Ni], [Cr], [Mo] und [V] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für Ceq gilt:

0,675 < Ceq < 0,78 Gew.-%; und/oder

(iii) das Kohlenstoffäquivalent CET berechnet werden kann mit

CET = [C] + ([Mn] + [Mo])/10 + ([Cr] + [Cu])/20 + [Ni]/40

wobei [C], [Mn], [Cr], [Mo], [Cu] und [Ni] die Massenanteile der jeweiligen Elemente im hochfesten Stahl in Gew.-% sind und wobei für CET gilt:

0,43 Gew.-% < CET < 0,49 Gew.-%.

Bei der Herstellung wird der Wasserstoffgehalt durch eine Vakuumbehandlung der Stahl schmelze reduziert, wonach die Stahlschmelze zu einer Bramme vergossen wird. Die Bramme wird anschließend auf eine Temperatur im Bereich von 1100°C bis 1250° erhitzt, entzundert und anschließend warmgewalzt zu einem Stahlflachprodukt. Das Produkt wird an schließend aufgehaspelt, wobei die Haspeltemperatur mindestens 800°C beträgt, wobei beim Warmwalzen der Bramme zu einem Stahlflachprodukt die Walzanfangstemperatur im Bereich von 1050°C bis 1250°C liegt und die Endwalztemperatur > 880°C beträgt und wobei für das Pcm gilt: 0,38 Gew.-% < Pcm < 0,44 Gew.-%. Bevorzugt wird das Stahlflachprodukt nach dem Warmwalzen einer Härtebehandlung unterzogen, wobei die Härtebehandlung mindes tens 40 Kelvin oberhalb der Ac3-Temperatur der Stahllegierung liegt und das Stahlflachpro dukt anschließend schnell abgeschreckt wird, so dass die Abkühlgeschwindigkeit mindestens 25 K/s beträgt, auf eine unterhalb von 200°C liegt. Die Mindestaustenitisierungstemperatur des Stahlflach Produktes gemäß der WO2017/016582 Al zur gleichmäßigen Austenitisierung beträgt > oder = 860°C. Geringere Austenitisierungstemperaturen von < 860° führen in Kombination mit der abgestimmten chemischen Zusammensetzung dieser Stahllegierung zu einer unerwünschten Teilaustenitisierung, die nicht erwünscht ist. Bevorzugt soll die Auste nitisierungstemperatur < 920°C betragen, bei höheren Temperaturen das Austenitkorn wachstum fördern, was zu einer Verminderung der mechanisch-technologischen Eigenschaf ten führt. Die optimale Austenitisierungstemperatur soll bei 880°C liegen. Die EP 2 267 177 Al offenbart ein hochfestes Stahlblech, welches als Strukturelement in In dustriemaschinen verwendet wird und welches einerseits eine ausgezeichnete Beständigkeit gegen einen verzögerten Bruch und andererseits ein gutes Schweißverhalten aufweisen soll. Dieses Stahlblech besitzt eine Mindeststreckgrenze von 1300 MPa oder höher und eine Zug festigkeit von 1400 MPa oder höher. Die Dicke dieses Stahlblechs soll gleich oder größer 4,5 mm sein oder gleich oder kleiner 25 mm.

Aus der EP 2 789 699 Al ist ein hochfestes, warmgewalztes Stahlprodukt und ein Verfahren zur Herstellung desselben bekannt. Das Verfahren umfasst die Schritte des Erschmelzens ei nes Stahls mit der folgenden Zusammensetzung: C 0,25 bis 0,45 %, Si 0,01 bis 1,5 %, Mn 0,4 bis 3,0 %, Ni 0,5 bis 4 %, AI 0,01 bis 1,2 %, Cr < 2 %, Mo < 1 %, Cu < 1,5 %, V < 0,5 %, Nb < 0,2 %, Ti < 0,2 %, B < 0,01 %, Ca < 0,01 %, Rest Eisen und unvermeidliche Ver unreinigung, wobei die Stahlschmelze zu einer Bramme vergossen wird und die Bramme auf eine Temperatur im Bereich von 950 bis 1350° erhitzt wird, gefolgt von einem Wärmeaus gleichsschritt, wobei die Bramme anschließend in einem Temperaturbereich von Ar3 bis 1300°C warmgewalzt wird und anschließend direkt abgekühlt wird, wobei die Abkühltempe ratur unter der Ms-Temperatur liegt und die Austenitkornstruktur des Stahlprodukts in der Walzrichtung gestreckt ist, so dass das Längen/Breiten-Verhältnis 1,2 beträgt.

Aus der US 2007/0272333 Al ist ein warmgewalztes Produkt bekannt, welches eine hohe Festigkeit besitzen soll, wobei der Stahl eine Zusammensetzung besitzt mit 0,03 bis 0,1 % Kohlenstoff, 0,2 bis 2 % Silizium, 0,5 bis 2,5 % Mangan, 0,02 bis 0,1 % Aluminium, 0,2 bis 1,5 % Chrom und 0,1 bis 0,5 % Molybdän, wobei zumindest in Längsrichtung 80 Flächen-% eine martensitische Struktur besitzen.

Aus der EP 2 340 897 Al ist ein thermomechanisches Behandlungsverfahren für Grobbleche bekannt. Dieses Verfahren dient zur Erhöhung der Zähigkeit, insbesondere der Tieftempera turzähigkeit. Zur Herstellung wird das Grobblech erwärmt, durch Walzen teil- und endumge- formt und gegenüber einer Abkühlung bei Umgebungstemperatur beschleunigt abgekühlt, wobei das für ein Teilumformen auf über A _C 3-Temperatur erwärmte Grobblech nach seinem Endumformen beschleunigt abgekühlt wird. Um besondere Zähigkeitswerte zu erreichen, wird das Grobblech zwischen der Teil- und der Endumformung beschleunigt auf unter ar3- Temperatur abgekühlt und anschließend induktiv auf über A _C 3-Temperatur erwärmt.

Aus der CA 2 845 471 ist ein gerolltes Stahlrohr bekannt, welches aus einer Mehrzahl von geschweißten Bändern hergestellt wird, wobei das Rohr metallische Basisbereiche, Schweiß stöße und Wärmeeinflusszonen umfasst, und eine Zugfestigkeit von mehr als 80 ksi besitzt, wobei neben Eisen 0,17 bis 0,35 Gew.-% Kohlenstoff, 0,3 bis 2 Gew.-% Mangan, 0,1 bis 0,3 Gew.-% Silizium, 0,01 bis 0,04 Gew.-% Aluminium, bis 9,01 % Schwefel und bis 0,015 Gew.-% Phosphor enthalten sein können, wobei die Mikrostruktur mehr als 90 Volumen-% getemperten Martensits enthält, wobei die Mikrostruktur über alle Bereiche, nämlich die me tallischen Basisbereiche, die Schweißstöße und die Wärmeeinflusszonen homogen sein soll, wobei die Mikrostruktur eine einheitliche Verteilung von Karbiden besitzen soll. Ferner kön nen bis 1 % Chrom, 0,5 Gew.-% Molybdän, 0,003 Gew.-% Bor, bis 0,03 Gew.-% Titan, bis 0,5 % Kupfer, bis 0,5 % Nickel, bis 0,1 Gew.-% Niob, 0,15 Gew.-% Vanadium und 0,05 Gew.-% Kalzium bei einem maximalen Sauerstoffgehalt von 0,005 Gew.-% enthalten sein.

Insgesamt sind aus dem Stand der Technik warmgewalzte ultra hochfeste bzw. verschleißbe ständige Stähle für alle möglichen Anwendungsformen bekannt, welche über eine hohe Fes tigkeit bei einer hohen Zähigkeit und einer guten Verarbeitbarkeit verfügen. Hierbei werden derartige Erzeugnisse als Breitbandbleche bzw. Tafelware zur Verfügung gestellt, wobei diese insbesondere auf Breitbandstraßen erzeugt werden. Die verwendeten Walzverfahren sind das konventionelle Warmwalzen (WW) und das thermo-mechanische Walzen (TM). Der artige, in konventionellen Warmwalzverfahren oder im thermomechanischen Walzverfahren hergestellte Warmbänder werden nach dem Walzen entweder durch langsames Abkühlen o- der Abschrecken bzw. Direkthärten (DQ) hergestellt.

Rohre oder Profile können ebenfalls im Walzverfahren hergestellt werden, wobei entweder Nahtlos-Rohrwalzwerke zum Einsatz kommen oder sogenannte Rollprofilierstraßen. Die ange wendeten Formgebungsverfahren hierbei sind das konventionelle Warmwalzen, das thermo mechanische Walzen und das Rollprofilieren. Auch bei derartigen Rohren kommt es zu einer nachträglichen Wärmebehandlung, wobei diese Wärmebehandlung entweder ein konventio nelles Flärten, also eine Rohrhärtung, ein konventionelles Vergüten, also eine Rohrvergütung und lokale Schweißnahtnachbehandlungen nach Schweißprozessen sind, wobei induktive Wärmebehandlungen für das Normalisieren das klärten und Vergüten nicht unbekannt sind.

Bei Bändern, Blechen und Tafelware wird ebenfalls eine nachträgliche Wärmebehandlung durchgeführt, wobei dies ebenfalls entweder ein konventionelles klärten, zb Tafelhärtung, o- der ein konventionelles Vergüten, z. B. Tafelvergütung, ist, wobei das Anlassen auch als Ta felglühung oder Haubenglühen durchgeführt werden kann. Ebenfalls werden hier die unter schiedlichsten Schweißprozesse durchgeführt, wobei lokale Schweißnahtnachbehandlungen üblich sind.

Aus den bisherigen Verfahren zur Wärmebehandlung derartiger Stahlgüten bzw. Stahlpro dukte ergeben sich Probleme. Das konventionelle klärten bzw. Vergüten kann grundsätzlich nur bei Stückgut durchgeführt werden. Hierbei handelt es sich um zugeschnittene Bleche, o- der abgelängte Rohre oder Profile. Grundsätzlich ist dies recht aufwändig und damit auch kostenintensiv. Derart konventionell gehärtete Produkte haben häufig höhere Legierungsge halte, insbesondere C-Gehalte, die sich negativ auf die Schweißeignung auswirken.

Darüber hinaus ist ein bekanntes Problem, dass geschweißte Produkte über die Wärmeein flusszonen inhomogene Eigenschaften im Bereich der Schweißnaht besitzen.

Unter Warmbanderzeugnisse im Sinne der Anmeldung wird üblicherweise eine Blechdicke von 1,5 bis 20 mm insbesondere von 3 bis 15 mm angenommen.

Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch herge stellten Warmbanderzeugnissen zu schaffen, welche gegenüber konventionell hergestellten thermo-mechanischen Warmbanderzeugnissen über herausragende Festigkeits- Zähigkeits- Kombinationen und ein feines isotropes Gefüge verfügen.

Die Aufgabe wird mit einem Verfahren zur Herstellung von thermo-mechanisch hergestellten Warmbanderzeugnissen mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.

Vorteilhafte Weiterbildungen sind in den hiervon abhängigen Unteransprüchen gekennzeich net.

Alle %-Angaben und im Verlauf der folgenden Beschreibung sind, sofern nicht ausdrücklich anders angegeben, in Gewichts-%.

Beim TM-Walzen erfolgt ein wesentlicher Teil der Umformung unterhalb der Rekristallisations stopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in Abbildung 2 und 3 gezeigt, gestreckt wird. Im Vergleich zum konventionellen Warmwalzen liegt nach dem TM-Walzen ein feineres Endgefüge mit einer größeren Versetzungsdichte vor. Das feinere Korn und die erhöhte Versetzungsdichte bewirken eine Steigerung der Festigkeit. Die feinere Kornstruktur bewirkt gleichzeitig auch eine Steigerung der Zähigkeit.

Durch TM-Walzen kann somit bei gleicher Legierungszusammensetzung die Festigkeit gestei gert werden oder bei gleichem Festigkeitsniveau Legierungsbestandteile eingespart werden. Durch die Reduktion der Legierungsbestandteile insbesondere von Kohlenstoff kommt es zu einer Verbesserung der Schweißeignung. Das erfindungsgemäße Warm band produkt besitzt ein überwiegend martensitisches Gefüge, welches aus globularen, feinen Austenitkörnern entstanden ist und dadurch homogene iso trope Eigenschaften aufweist. Dies gilt auch für vorhandene Schweißnähte. Hierzu wird ein Warmband thermo-mechanisch gewalzt und direkt gehärtet hergestellt, so dass aus einem gestreckten Austenitkorn mit einer homogenen Kohlenstoffverteilung ein überwiegend mar tensitisches Gefüge gebildet wird.

Erfindungsgemäß wird jedoch die Wärmebehandlung anders als bisher als Kurzzeitwärmebe handlung durchgeführt. Die erfindungsgemäße Kurzzeitwärmebehandlung kann hierbei ein induktives Härten oder ein induktives Vergüten (Härten und Anlassen) sein. Für die Kurzzeit wärmebehandlung sind jedoch alle Erwärmungsformen geeignet, die ein kurzzeitiges, bevor zugt schnelles Erwärmen ermöglichen, wobei zumindest einmal gehärtet wird und das Anlas sen optional ist. Hierfür wird ein globulares, feines Austenitkorn erzielt, dass nach Umwand lung in überwiegend martensitisches Gefüge maximale Festigkeit- und Zähigkeitswerte be sitzt.

Unter einer Kurzzeitwärmebehandlung wird nach der Erfindung zum Beispiel ein Härten ver standen, welches ein- oder mehrfach durchgeführt wird, wobei die Aufheizraten je nach Querschnitt des aufzuheizenden Gutes bis zu 1000 K/s liegen, wobei diese Aufheizrate mit zunehmenden Querschnitt abnehmen kann. Die maximale Temperatur liegt hierbei oberhalb A _C 3, was bedeutet, 800°C bis 1000°C, insbesondere 820°C bis 970°C. Die Haltezeit, bei der die Maximaltemperatur gehalten wird, beträgt 0,5 bis 60 Sekunden, wobei abschließend eine Abkühlung durchgeführt wird, wobei die Abkühlraten zwischen 10 Kelvin/sec und bis über 60 Kelvin/sec liegen.

Ein optionales Anlassen wird bei Temperaturen unter A _ci durchgeführt, wobei die Tempera turen insbesondere zwischen 300°C und 700°C liegen.

Zur Verbesserung der Schweißnahteigenschaften kann eine Anlasstemperatur von zwischen 500°C und 700°C vorteilhaft sein, jedoch zur Streckgrenzenerhöhung eine niedrigere Anlass temperatur von 300°C bis 450°C besonders vorteilhaft sein.

Für das erfindungsgemäße Verfahren ist insbesondere ein Stahl geeignet, der die folgende Zusammensetzung besitzt (alle Werte in Gew.-%):

0,03 bis 0,22 % Kohlenstoff,

0,0 bis 2,0 % Silizium,

0,5 bis 3,0 % Mangan,

0,02 bis 1,2 % Aluminium, 0 bis 2,0 % Chrom,

0 bis 2,0 % Nickel,

0,0 bis 1,0 % Molybdän,

0,0 bis 1,5 % Kupfer,

0 bis 0,02 % Phosphor,

0 bis 0,01 % Schwefel,

0 bis 0,008 % Stickstoff,

0 bis 0,005 % Bor,

0,0 bis 0,2 % Niob,

0,0 bis 0,3 % Titan,

0,0 bis 0,5 % Vanadium

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen,

Insbesondere geeignet ist folgende Legierungszusammensetzung (alle Werte in Gew.-%): 0,055 bis 0,195 Kohlenstoff,

0,0 bis 0,3 % Silizium,

1,4 bis 2,3 % Mangan,

0,02 bis 0,6 % Aluminium,

0 bis 2 % Chrom, 0 bis 2 % Nickel,

0,0 bis 0,42 % Molybdän,

0,0 bis 0,5 % Kupfer,

0 bis 0,008 % Phosphor,

0 bis 0,0015 % Schwefel,

0 bis 0,007 % Stickstoff

0 bis 0.005 % Bor,

0.0 bis 0.2 % Niob,

0.0 bis 0.3 % Titan,

0.0 bis 0.5 % Vanadium

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen,

Bei der Erfindung ist von Vorteil, dass ultra hochfeste Warmbanderzeugnisse mit deutlich ver besserten Eigenschaften bezüglich der Zähigkeit und der Isotropie erzeugt werden können, wobei eine gute Weiterverarbeitbarkeit und insbesondere eine gute Schweißeignung vorhan den ist und konventionell vergütete Bleche hier ersetzt werden können. Dies betrifft insbe sondere Bänder, wobei als zusätzlicher Vorteil vorhanden ist, dass auf eine Stückhärtung o- der Stückvergütung verzichtet werden kann und derartige Bänder durch die ultraschnelle Er wärmung auch inline wärmebehandelt werden können. Unter inline wird in der Erfindung verstanden, dass der gesamte Wärmebehandlungsvorgang im Durchlauf stattfindet und vorteilhafterweise auf eine separate Manipulation von stückigen Tafeln verzichtet werden kann.

Besonders deutlich werden die Vorteile, wenn man der konventionellen Wärmebehandlung die neue Kurzzeitwärmebehandlung gegenüberstellt.

Bei der konventionellen Härtung werden die Stahlprodukte auf größer A _C 3 z.B. 920°C erhitzt und dort im Minutenbereich gehalten (z. B. 10 Minuten) sodann beschleunigt gekühlte. Bei der konventionellen Vergütung erfolgt nach dem Härtungsschritt eine Anlassbehandlung, wo bei die Temperatur unter A _ci z. B. bei 570°C und die Anlassdauer im Minutenbereich (z. B.

15 Minuten) liegen.

Bei der erfindungsgemäßen Kurzzeitwärmebehandlung erfolgt die Härtung bei z. B. 950°C, wobei jedoch nur z.B. eine Sekunde Haltezeit vorhanden ist, während bei der Vergütung die erste Wärmebehandlung bei z.B. 950°C für z. B. eine Sekunde und der Vergütungsschritt bei z. B. 650°C ebenfalls für z.B. eine Sekunde stattfindet.

Da für dich mechanischen Eigenschaften des Produktes einerseits die Aufheizrate allerdings auch die Dauer der Wärmebehandlung insbesondere über dem Ac3 Punkt Einfluss haben als auch untereinander in einer vorhersehbaren Weise austauschbar sein können (mehr Zeit, weniger Temperatur und umgekehrt) hierfür wurde der Hollomon-Jaffee Parameter (HJP), welcher beide Einflussgrößen abbildet entwickelt. Von der Anmelderin wurde dieser dann weiterentwickelt um auch aussagekräftige Ergebnisse für kontinuierliche Wärmebehand lungsprozesse d.h. für das Aufheizen, das Halten auf einer Maxi ma Item peratur und das Ab kühlen liefern zu können (Hubmer G., Ernst W., Klein M., Sonnleitner M., Spindler H. : A TRI BUTE TO HOLLOMON & JAFFE -THE 70TH BIRTHDAY OF A BRILLIANT EQUATION,

Proc. 6th Int.Conf. on Modelling and Simulation of Metallurgical Processes in Steelmaking (STEELSIM 2015), Bardolino (2015)).

Besonders vorteilhafte mechanische Eigenschaften insbesondere für das Produkt aus Kerb schlagarbeit KV und Zugfestigkeit Rm können sich ergeben, wenn der HJ Parameter des Här tungsprozesses zwischen 18000 und 23000 bevorzugt zwischen 18500 und 22000 eingestellt wird.

Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich Bänder hersteilen welche eine besonders gute Kombination aus hoher Zugfestigkeit Rm als auch hoher Kerbschlagbiegearbeit KV insbe sondere bei tiefen Temperaturen aufweisen. Das Produkt aus Rm*KV kann bei > 70.000 MPaJ bevorzugt > 100.000 MPaJ besonders bevorzugt > 150.000 MPaJ insbesondere > 200.000 MPaJ liegen.

Im Allgemeinen wird erwähnt, dass die Kerbschlagarbeit KV bei -40°C gemessen wurde, wobei zu erwarten ist, dass der Wert bei einer höheren Temperatur noch höher ausgefallen wäre.

Die Erfindung betrifft somit ein Verfahren zum Herstellen von thermo-mechanisch hergestell ten Warmbanderzeugnissen, wobei einen Stahllegierung erschmolzen wird, wobei die Stahl legierung so eingestellt ist, dass eine Rekristallisation während des Warmwalzens unterdrückt ist, wobei die erschmolzene Stahllegierung in Brammen gegossen wird und die Brammen nach einer Aufheizung oberhalb AC3 bis zu einem gewünschten Umformgrad einer gewünsch ten Banddicke warmgewalzt werden, wobei das Band nach dem Walzen auf Raumtemperatur abgekühlt wird und zum Zwecke des Härtens kurzzeitig auf > Ac3 aufgeheizt und wieder ab gekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen mit einer Temperatursteigerung von mehr als 5 K/s bevorzugt mit mehr als 10 K/s, besonders bevorzugt mit mehr als 50 K/s insbesondere mit mehr als 100 K/s stattfindet und bei einer gewünschte Zieltemperatur von 0,5 bis 60 s gehalten wird und dann eine Abkühlung erfolgt.

Vorteilhafterweise wird eine Stahl leg ierung erschmolzen, die die nachfolgenden Elemente und Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen erhält, wobei alle Angaben in Gew.-% sind

0,03 bis 0,22 % Kohlenstoff,

0,0 bis 2,0 % Silizium,

0,5 bis 3,0 % Mangan,

0,02 bis 1,2 % Aluminium,

0 bis 2,0 % Chrom,

0 bis 2,0 % Nickel,

0,0 bis 1,0 % Molybdän,

0,0 bis 1,5 % Kupfer,

0 bis 0,02 % Phosphor,

0 bis 0,01 % Schwefel,

0 bis 0,008 % Stickstoff,

0 bis 0,005 % Bor,

0,0 bis 0,2 % Niob,

0,0 bis 0,3 % Titan,

0,0 bis 0,5 % Vanadium

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen Weiter bevorzugt wird eine Stahllegierung erschmolzen, die insbesondere die nachfolgenden Elemente und Eisen sowie unvermeidliche Verunreinigungen erhält, wobei alle Angaben in Gew.-% sind

0,055 bis 0,195 Kohlenstoff,

0,0 bis 0,3 % Silizium,

1,4 bis 2,3 % Mangan,

0,02 bis 0,6 % Aluminium,

0 bis 2 % Chrom, 0 bis 2 % Nickel,

0,0 bis 0,42 % Molybdän,

0,0 bis 0,5 % Kupfer,

0 bis 0,008 % Phosphor,

0 bis 0,0015 % Schwefel,

0 bis 0,007 % Stickstoff

0 bis 0.005 % Bor,

0.0 bis 0.2 % Niob,

0.0 bis 0.3 % Titan,

0.0 bis 0.5 % Vanadium

Rest Eisen und erschmelzungsbedingte Verunreinigungen

Von Vorteil ist, wenn das kurzzeitige Aufheizen mit alle geeigneten Erwärmungsformen z.B. induktiv erfolgen kann.

Weiter von Vorteil ist es, wenn die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Härten > AC ₃ ist, was bedeutet, 800°C bis 1000°C, insbesondere 820°C bis 970°C.

Insbesondere vorteilhaft ist die Zieltemperatur beim kurzzeitigen Aufheizen zum Anlassen < Aci ist, wobei die Temperaturen insbesondere zwischen 300°C und 700°C liegen.

Bei einer Ausführungsform der Erfindung betragen die Haltezeiten auf der Zieltemperatur beim Härten und/oder Anlassen und/oder Vergüten unter 5 Sekunden.

Weiter von Vorteil kann es sein, wenn die Abkühlung nach dem oder den Aufheizschritten mit Abkühlraten von > 10° K/s stattfindet.

In einer Weiterbildung der Erfindung ist die Abkühlrate >30K/s und insbesondere >60K/s. In einer alternativen Ausführungsform kann aus einem Walzbereich direkt gehärtet werden kann (DQ).

Vorteilhafter Weise kann das Band oder Tafeln im kontinuierlichen Prozess im Durchlauf in line gehärtet und/oder angelassen werden.

Von Vorteil ist es, wenn nach einem Verschweißen der hergestellten Materialien eine Kurz zeitwärmebehandlung zur Homogenisierung der Schweißnaht durchgeführt wird.

Vorteilhafter Weise beträgt die Blechdicke 1,5 mm bis 20 mm insbesondere 3 mm bis 15 mm.

Von Vorteil ist es, wenn der Hollomon-Jaffee-Parameter des Kurzzeithärtungsprozesses zwi schen 18000 und 22000 liegt.

Die Erfindung betrifft zudem ein Warmband hergestellt mit einem der vorgenannten Verfah ren wobei mindestens eine der folgenden mechanischen Eigenschaften

Zugfestigkeit (Rm) >= 1000 MPa

Kerbschlagbiegearbeit (KV) >= 50 J

und folgende Bedingung erfüllt ist

Rm x KV >= 75000 MPa J

Die Erfindung betrifft zudem die Verwendung für die Herstellung von Kränen für stationäre und mobile Anwendungen auf LKW, Schiffen sowie Panzerungen und Verschleißanwendun gen im Automobilbereich sowie in Anhängern und Aufliegern für LKW, sowie für automobile Tragstrukturen und Rahmen.

Die Erfindung wird anhand einer Zeichnung beispielhaft erläutert. Es zeigen dabei:

Figur 1 den Einfluss des konventionellen Warmwalzens auf das Gefüge;

Figur 2 den Einfluss des thermomechanischen Walzens auf das Gefüge;

Figur 3 der Unterschied in der Mikrostruktur zwischen rekristallisiertem Austenit und nicht-rekristallisiertem Austenit;

Figur 4 die Stahlphasen, ausgehend von den gefahrenen Temperaturkurven; Figur 5 der Vergleich der Wärmebehandlungsrouten bei einem thermomechanisch ge walzten und konventionell vergüteten Produkt, bei einem thermomechanisch gewalzten Produkt und bei einem thermomechanisch gewalzten Produkt nach der Erfindung;

Figur 6a/6b die zu den nicht erfindungsgemäßen Behandlungsrouten gern. Fig. 5 dazugehö rigen Temperaturzeitverläufen und die sich schließlich einstellenden Gefügen;

Figur 7 ein Detail des Gefüges bei einem thermomechanisch gewalzten und angelasse nen Stahl nach der erfindungsgemäßen Kurzzeitwärmebehandlung;

Figur 8a ausgewählte Eigenschaften eines erfindungsgemäß wärmebehandelten Stahls

(Werkstoff A) im Gegensatz zu konventionell wärmebehandelten Stählen;

Figur 8b Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Kerbschlagarbeit KV in Abhängigkeit des Hol- Imon-Jaffee-Parameters des Flärtungsprozesses für erfindungsgemäße Kurzzeit härtungen und konventionelle Härtung des Stahls (Werkstoff A);

Figur 9 ausgewählte Eigenschaften eines erfindungsgemäß wärmebehandelten Stahls

(Werkstoff B) im Gegensatz zu konventionell wärmebehandelten Stählen;

Figur 9b Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Kerbschlagarbeit KV in Abhängigkeit des Hol- Imon-Jaffee-Parameters des Härtungsprozesses für erfindungsgemäße Kurzzeit härtungen und konventionelle Härtung des Stahls (Werkstoff B);

Figur 10a die möglichen Temperaturzeitverläufe bei dem erfindungsgemäßen Verfahren mit dem sich bei den einzelnen Herstellungsschritten ergebenden Gefüge;

Figur 10b die möglichen Temperaturzeitverläufe bei dem erfindungsgemäßen Verfahren mit dem sich bei den einzelnen Herstellungsschritten ergebenden Gefüge bei Schweißverbindungen.

Erfindungsgemäß wird zur Steigerung der Eigenschaften Zähigkeit und Isotropie sowie weite rer Eigenschaften Stahl thermomechanisch gewalzt.

Gemäß Figur 1 sind konventionell warmgewalzte Stähle, Stähle bei denen das Walzgut zu nächst auf die Warmverformungstemperatur erhitzt und anschließend gewalzt wird, wodurch das unverformte Korn in Walzrichtung gelenkt wird, wobei bereits beim Walzen nach jedem Walzstich eine Rekristallisation stattfindet, an deren Ende das jeweilige Austenitkorn globular ausgebildet ist.

Im Gegensatz dazu sind beim thermomechanisch gewalzten Stählen höhere Gehalte von Kar bidbildnern enthalten, die bereits beim Warmwalzen Ausscheidungen bilden. Die Ausscheidun gen bzw. die gelösten Mikrolegierungselemente verzögern bzw. unterdrücken die Rekristalli sation nach den Walzstichen. Dem entsprechend kommt es nicht zu einer Rekristallisation und einem entsprechenden Kornwachstum, so dass gemäß Figur 2 ein globulares Gefüge gemäß Figur 1 nicht ausgebildet wird, sondern der Austenit in gestreckter Form vorliegt.

In Figur 3 erkennt man die unterschiedlichen Austenitausbildungen dargestellt, einerseits der globulare rekristallisierte Austenit (oben) und andererseits der gestreckte, nicht rekristallisierte Austenit (unten).

Der Unterschied zwischen den normalisierten gewalzten Stählen mit dem globularen rekristal- lisierten Austenitkorn einerseits und den thermomechanisch gewalzten Stählen mit dem nicht globularen, gestreckten und verformten Austenitkorn ist, dass das Austenitkorn des thermo mechanisch gewalzten Stahls nach der Umwandlung ein viel feineres Gefüge ergibt.

Dem entsprechend hat die Umformung wesentliche Auswirkungen auf das Gefüge und die Eigenschaften, wobei die Eigenschaften durch die Wärmebehandlung alleine nicht erreichbar sind.

Die verwendeten thermomechanisch gewalzten Stähle sind sogenannte mikrolegierte Stähle.

Aus Figur 4 erkennt man schematisch, wie aus dem Austenitbereich über unterschiedliche Kühlkurven auch unterschiedliche Gefüge bzw. Mikrostrukturen erreicht werden können. So zeigt sich dort, dass über unterschiedliche Kühlwege martensitische Stähle, Komplexpha senstähle, Dualphasenstähle und ferritisch-bainitische Stähle erreichbar sind. herkömmliche bisherige Wärmebehandlungsrouten sind in Figur 5, Zeile 1 und 2dargestellt. Beispielsweise das thermomechanische Walzen und ein konventioneller Vergütungsschritt (eine Tafelvergütung), der für Bleche verwendet wird und das thermomechanische Walzen, das mit einem Direkthärtungsschritt (DQ) und einem Anlassschritt (A) kombiniert werden kann.

Das erfindungsgemäße Verfahren (Figur 5, letzte Zeile) sieht ein thermomechanisches Walzen, eine optionale Direkthärtung (mit einem optionalen Anlassschritt) und anschließend zumindest einen sehr kurzzeitigen, beispielsweise induktiven Härtungs- oder Vergütungsschritt vor.

Die Temperaturzeitverläufe nach dem Stand der Technik sind in den Figuren 6a und 6b gezeigt.

Vor diesem kurzzeitigen induktiven Härtungs- oder Vergütungsschritt wird das Warmband auf Raumtemperatur abkühlen gelassen bzw. abgekühlt (z.B. nach dem Direkthärten). Eine Wei terverarbeitung aus der Walzhitze findet nicht statt.

Die Unterschiede in den Gefügen erkennt man im Vergleich zu bekannten Gefügen nach Figur 6a und Figur 6b und dem erfindungsgemäß erzeugten Gefüge nach Figur 10a. Das Gefüge des erfindungsgemäß behandelten, thermomechanisch gewalztem und kurzzeit-wärmebehandel- ten Stahls unterscheidet sich deutlich von dem der konventionell behandelten Stähle, wobei insbesondere die geringere Größe und isotropere Form der Kornstruktur auffällt.

Grundsätzlich soll der Vergütungsschritt noch einmal erläutert werden, wobei der konventio nelle Vergütungsschritt in der Figur 6a dargestellt ist. Beim konventionellen Vergüten wird ein Produkt in einem Wiedererwärmofen zunächst aufgeheizt und dann thermomechanisch ge walzt und vollständig abgekühlt.

Zum Vergüten wird anschließend erneut auf ca. 900°C aufgeheizt und anschließend eine ra sche Abkühlung in Wasser durchgeführt und anschließend ein Anlassschritt bei ca. 600°C durchgeführt mit einer nachfolgenden Abkühlung an Luft.

Die konventionellen, nicht erfindungsgemäßen Wärmebehandlungen sind somit das konventi onelle Härten (H) bzw. die Tafelhärtung, das konventionelle Vergüten (H+A) bzw. die Tafel vergütung, das konventionelle Anlassen (A) als Tafelglühung bzw. Haubenglühung.

Beim konventionellen Härten oder Vergüten kann nur Stückgut behandelt werden, was relativ aufwändig ist. Beim konventionellen thermomechanischen Walzen wird durch die Streckung des Gefüges eine Anisotropie der Eigenschaften erzeugt, wobei eine Tafelglühung sehr gute Festigkeits/Zähigkeitsverhältnisse schaffen kann, jedoch nur Tafeln und kein Band wärmebe handelt werden können.

Die erfindungsgemäße Lösung sieht ein thermomechanisch hergestelltes Warmband (TM+DQ) vor, welches ein gestrecktes Austenitkorn und eine homogene Kohlenstoffverteilung im Mikro gefüge zur Folge hat. Im Gegensatz zu konventionellen Verfahren werden aber die nachfolgenden Wärmebehand lungen (HKZ, AKZ) als Kurzzeitwärmebehandlung durchgeführt.

Im Gegensatz zum Stand der Technik wird bei der erfindungsgemäßen Aufheizung, wie in den vorangegangenen beschriebenen Figuren gezeigt, kurzzeitig schnell erwärmt, wobei die Wär mequelle zum Beispiel eine induktive Aufheizung sein kann, aber nicht muss.

Erfindungsgemäß kann zumindest einmal gehärtet und einmal optional angelassen werden. Hieraus resultiert ein globulares feines Austenitkorn mit einer maximierten Festigkeit und einer maximierten Zähigkeit.

Das Härten kann erfindungsgemäß ein- oder zweimal durchgeführt werden, wobei die Auf heizraten mit 100 K/s bis 1000° K/s sehr hoch sein können, wobei die maximale Temperatur auf > AC ₃ eingestellt wird. Erfindungsgemäß sind dies 800°C bis 1000°C, insbesondere zwi schen 820°C und 970°C. Die Haltezeit ist gegenüber dem Stand der Technik ausgesprochen kurz und kann von 0,5 bis 60 Sekunden betragen und insbesondere von 0,5 bis 5 Sekunden.

Erfindungsgemäß kann die Aufheizrate aber auch geringer liegen und etwa 5 K/s oder 10 K/s oder 15 K/s betragen.

Bevorzugt, aber nicht wesentlich, sind die geringen Haltezeiten von 0,5 bis 60 Sekunden, wei ter bevorzugt 0,5 bis 20 Sekunden, insbesondere 0,5 bis 5 Sekunden.

Die anschließenden Abkühlraten werden mit > 10° K/s bis über 60° K/s eingestellt.

Das optionale Anlassen wird bei einer maximalen Temperatur unterhalb A _ci durchgeführt, was üblicherweise 300°C bis 700°C sind. Zur Vermeidung einer Erweichungszone bei nach folgenden Schweißprozessen kann eine Anlasstemperatur von zwischen 500°C und 700°C vorteilhaft sein, jedoch zur Streckgrenzenerhöhung eine niedrigere Anlasstemperatur von 300°C bis 450°C besonders vorteilhaft sein.

Die erfindungsgemäßen Kurzzeitwärmebehandlungen sind somit einerseits Härte- oder Vergü tungsbehandlungen.

In Figur 7 erkennt man, dass ein thermomechanisch gewalzter, direkt gehärteter und ange lassener Stahl ein gestrecktes Gefüge hat, während der erfindungsgemäß hergestellte Stahl (TM+DQ+A+HKZ/HKZ+AKZ) ein isotropes globulares Gefüge zeigt. Das Gefüge besteht hiermit 90 % aus Martensit (nicht angelassen oder angelassen), wobei der Rest Austenit und Bainit ist. Das ehemalige Austenitkorn ist globular, wobei die Korngröße unter 20 gm und insbesondere unter 10 gm beträgt.

Figuren 8a, 8b und 9a, 9b zeigen beispielhaft für zwei Legierungszusammensetzungen die erzielbaren Eigenschaften in Abhängigkeit der Wärmebehandlungsrouten und -parameter.

Wird ein Stahl mit der in Figur 8a dargestellten chemischen Zusammensetzung konventionell gehärtet, also austenitisiert bei 920°C für 10 Minuten, so ergibt sich ein HJ Parameter von 23380. Die mechanischen Eigenschaften liegen für R _p0 ,2 bei 907 MPa, die R _m bei 1174 MPa und die Kerbschlagarbeit KV bei 23 Joule. Das Produkt von Rm mit KV ergibt 27.002 MPaJ. Wird dieselbe Stahlgüte vergütet (wieder austenitisiert bei 920°C für 10 Minuten und zusätzlich angelassen bei 570°C für 35 Minuten), liegt die R _p0 ,2 bei 879 MPa, die R _m bei 934 MPa und die Kerbschlagarbeit bei 23 Joule. Das Produkt von Rm mit KV beträgt 21.482 MPaJ

Bei der Fierstellungsroute thermomechanisch gewalzt, direkt gehärteter und angelassen liegen die mechanischen Kennwerte bei 983 MPa für R _p0 2, 1013 MPa für R _m und 53 Joule bei der Kerbschlagbiegearbeit sowie das Produkt Rm*KV = 53.689 MPaJ.

Dem gegenüber wird beim gleichen Material, jedoch bei der Anwendung der erfindungsgemä ßen Kurzzeitwärmebehandlung (FIKZ) mit einem FHalteschritt bei 850°C für 3 Sekunden und anschließender Abkühlung auf Raumtemperatur (FHJ=19458) ein R _p0, 2-Wert von 1031 MPa bei einer Zugfestigkeit von 1235 MPa und einer Kerbschlagbiegearbeit von 209 Joule erreicht. Diese äußert guten mechanischen Eigenschaften ergeben Produkt von Rm * KV von 258.115 MPaJ und stellen nahezu eine Verzehnfachung des Werts nach dem Stand der Technik dar.

Auch bei einem zusätzlichen Kurzzeitanlassen (AKZ) nach der Flärtebehandlung und Abkühlung auf Raumtemperatur bei zum Beispiel bei 400°C nur für 1 Sekunde wird ein R _p0, 2-Wert von 1074 MPa bei einer gleichzeitig hohen Zugfestigkeit von 1201 MPa und einer Kerbschlagbie gearbeit von 138 Joule erreicht (Produkt 165.738 MPaJ). Bei einer AKZ bei 550°C ebenfalls für eine Sekunde gehalten werden ähnliche Werte erreicht, wobei die Kerbschlagbiegearbeit leicht erhöht werden kann.

Dies bedeutet, dass die Eigenschaften in allen Bereichen extrem angehoben werden konnten.

In Figur 9b wird der FlJ-Parameter für unterschiedliche Flärtungstemperaturen als auch FHalte- zeiten aufgetragen. Der helle Punkt entspricht dem zuvor beschriebenen erfindungsgemäßen Beispiel A mit einem FHJ von 19.348 und der dunkle Punkt dem Vergleich mit dem Stand der Technik. Der HJ Wert sollte zwischen 18000 liegen, da ansonsten keine Härtung erreicht wer den kann, darf jedoch nicht zu hoch gewählt werden insbesondere unter 23000, da ansonsten die mechanischen Eigenschaften (vor allem das Produkt aus Rm und KV) drastisch abfallen können.

Aus Figur 9a erkennt man, dass bei einer anderen Legierungslage und den Vergleich der er zielbaren Werte wiederum die Kurzzeitwärmebehandlung zu optimalen Eigenschaftskombina tionen führt.

Hierbei wurden unterschiedliche Wärmebehandlungstemperaturen gewählt, so dass beim Ver güten einmal mit 850°C für 3 Sekunden und 550°C für 1 Sekunde vergütet wurde und an schließend bei 850°C und bei 400°C für 1 Sekunde. Bei der niedrigeren zweiten Kurzzeitwär mebehandlung sinkt zwar die Kerbschlagzähigkeit, jedoch steigen die Werte für R _p0 ,2 und Rm an. Auch hier zeigt sich der Zusammenhang zwischen einem niedrigen HJ Wert und den guten mechanischen Eigenschaften wobei sich dieser beim Werkstoff B nicht ganz so dramatisch ausprägt wie beim Werkstoff A.

In Figur 9b wird wiederum der HJ Parameter für erfindungsgemäße Wärmebehandlungen im Vergleich zum SdT dargestellt.In Figur 10a erkennt man den Temperaturzeitverlauf nach einer möglichen Ausführungsform der Erfindung zusammen mit den sich einstellenden Gefügen.

Zunächst erkennt man, dass beim thermomechanischen Walzen ein gestrecktes Austenitkorn erzielt wird, welches sich durch das Direkthärten in ein martensitisches Korn umwandelt, wobei gegebenenfalls eine Anlassbehandlung durchgeführt wird.

Durch die möglichen Kurzzeitwärmebehandlungen wird dieses langgestreckte und aufgrund der thermomechanischen Behandlung und Direkthärtung mit Versetzungen angereicherte Korn in ein feines, globulares Korn umgewandelt.

Bei dem erfindungsgemäßen thermomechanischen Walzen, wobei die anschließenden Wärme behandlungen als Kurzzeitwärmebehandlungen durchgeführt werden, ist von Vorteil, dass ein Gefüge mit verbesserten Eigenschaften erzielt wird, wobei die Kurzzeitwärmebehandlungen es zudem erlauben, dass diese Wärmebehandlungsverfahren inline durchgeführt werden können,

Durch den Prozessschritt bzw. Fertigungsschritt Schweißen kommt es aufgrund der einge- brachten Energie (Wärme und / oder Druck) zu einer lokalen Veränderung des Gefüges und der mechanischen Eigenschaften. Produkte weisen somit im Bereich der Schweißnaht inhomo gene Eigenschaften auf. Wird im Zuge der Fertigung die erfindungsgemäße Kurzzeitwärmebehandlung nach einem Pro zessschritt„Schweißen" angewandt kommt es, wie in Abb. 10 b für einen Schmelzschweißpro zess dargestellt, zu einer Homogenisierung der Mikrostruktur im Schweißnahtbereich. Die Mik rostruktur des Schweißnahtbereiches und auch seine mechanischen Eigenschaften werden so mit an die des restlichen Produktes angeglichen.

Dies gilt sowohl für Schmelzschweißverbindungen wie z.B. Laserschweißen als auch Press schweißverbindungen wie z.B. Hochfrequenz-Schweißen.

Die Erfindung wird anhand eines Beispiels näher erläutert:

Das erfindungsgemäße Produkt wird hergestellt indem zunächst eine Stahlschmelze mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung insbesondere der in Abbildungen 8 oder 9 angegebe nen chemischen Zusammensetzung im Stahlwerk erschmolzen und nach der sekundärmetal lurgischen Behandlung in einer Stranggussanlage zu einer Bramme vergossen wird.

Die Bramme wird anschließend auf eine Temperatur im Bereich von 1100°C bis 1300°C, ins besondere 1200°C 1260°C erhitzt, entzundert und anschließend zu einem Stahlband thermo mechanisch warmgewalzt, wobei beim Warmwalzen der Bramme die Walzanfangstemperatur im Bereich von 1000°C bis 1250°C liegt und die Walzendtemperatur bei größer 800°C insbe sondere zwischen 830°C und 930°C liegt. Dabei erfolgt ein wesentlicher Teil der Umformung unterhalb der Rekristallisationsstopptemperatur, wodurch der Austenit, wie in Abbildung 2 ge zeigt, gestreckt wird. Das Stahlband wird nach dem Warmwalzen von Walzendtemperatur mit tels Wasserbeaufschlagung auf Haspeltemperatur abgekühlt und aufgehaspelt. Die Haspeltem peratur liegt im vorliegenden Beispiel unterhalb der Martensitstarttemperatur das ist kleiner 500°C insbesondere kleiner 250°C und wird mit einer Abkühlrate von größer 25°C/s, insbe sondere zwischen 40°C/s und 100°C/s, erreicht.

Das Stahlband wird optional mit oder ohne vorgelagertem Zuschnitt (z.B. Quer- oder Längs teilen) einer Wärmebehandlung unterworfen, wobei die Temperatur Werte unter der Al Temperatur insbesondere unter 700°C aufweist. Zuschnitte aus erfindungsgemäß hergestell tem Stahlband können optional durch einen Schweißprozess verbunden werden. Diese Zu schnitte können dabei unterschiedliche Dimensionen oder chemische Zusammensetzung auf weisen. Erfindungsgemäß wird dann das Stahlband, der Zuschnitt bzw. der geschweißte Zu- schnitt einer Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen. Dabei wird das Produkt zunächst min destens einmal auf eine maximale Temperatur oberhalb Ac3 das sind typischerweise 800°C bis 1000°C, insbesondere aber 820°C bis 970°C, erwärmt kurzzeitig auf Temperatur gehalten und anschließend rasch abgekühlt. Die Aufheizraten liegen je nach Querschnitt des aufzuhei zenden Gutes bei mehr als 5 K/s bevorzugt mehr als 10 K/s, besonders bevorzugt mehr als 50 K/s insbesondere mehr als 100 K/s.. Die Haltezeit auf Maximaltemperatur beträgt 0,5 bis 60 Sekunden beispielsweise l-10s, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlraten zwi schen 10 K/s und bis über 60 K/s durchgeführt wird.

Das Material kann nach der Härtung noch einer Anlassbehandlung unterzogen werden. Bei dieser wird das Material mit einer Aufheizrate von bis zu 1000 K/s, insbesondere mit 400 bis 800°C/s auf eine maximale Temperatur unterhalb Acl, was üblicherweise 300°C bis 700°C beispielhaft 550°C bedeutet, erhitzt. Die Haltezeit auf Maximaltemperatur beträgt 0,5 bis 60 Sekunden beispielsweise 1 bis 10s, wobei abschließend eine Abkühlung mit Abkühlraten zwi schen 10 K/s und bis über 60 K/s durchgeführt wird.

Die Erfindung wird anhand eines konkreten Beispiels näher erläutert:

Das erfindungsgemäße Produkt wird hergestellt, indem zunächst eine Stahlschmelze mit der erfindungsgemäßen Zusammensetzung insbesondere der in Abbildungen 8 angegebenen che mischen Zusammensetzung im Stahlwerk erschmolzen und nach der sekundärmetallurgischen Behandlung in einer Stranggussanlage zu einer Bramme vergossen wird.

Die Bramme wird anschließend auf eine Temperatur von 1220°C erhitzt, entzundert und an schließend zu einem Stahlband konventionell warmgewalzt, wobei beim Warmwalzen der Bramme die Walzanfangstemperatur bei 1100°C liegt und die Walzendtemperatur 870°C liegt. Dabei erfolgt ein wesentlicher Teil der Umformung unterhalb der Rekristallisationsstopptem peratur, wodurch der Austenit, wie in Abbildung 2 gezeigt, gestreckt wird. Das Stahlband wird nach dem Warmwalzen von Walzendtemperatur mittels Wasserbeaufschlagung auf Has peltemperatur abgekühlt und aufgehaspelt. Die Haspeltemperatur liegt im vorliegenden Bei spiel bei 120°C und wird mit einer Abkühlrate von 50°C/s erreicht.

Erfindungsgemäß wird dann ein Zuschnitt des Stahlbands mit einer Dicke von 4 mm einer Kurzzeitwärmebehandlung unterworfen. Dabei wird das Produkt zunächst einmal auf eine maximale Temperatur oberhalb AC ₃ , im vorliegenden Beispiel auf 850°C erwärmt kurzzeitig auf Temperatur gehalten und anschließend rasch abgekühlt. Die Aufheizrate liegt bei 25 K/s. Die Haltezeit auf Maximaltemperatur beträgt 3 Sekunde wobei abschließend eine Abkühlung mit einer Abkühlrate von 140 K/s durchgeführt wird. Der Hollomon-Jaffee-Parameter der durchgeführten Kurzzeithärtung liegt bei 19458.

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