The inheritance of different microstructures found after hot rolling on the properties of a completely annealed DP-steel

  • Der Einfluss von verschiedenen Warmwalz-Mikrostrukturen auf die Eigenschaften eines fertig prozessierten Dualphasenstahls

Schemmann, Lars; Zaefferer, Stefan (Thesis advisor); Raabe, Dierk (Thesis advisor); Bleck, Wolfgang (Thesis advisor)

Aachen : Publikationsserver der RWTH Aachen University (2015)
Doktorarbeit

Aachen, Techn. Hochsch., Diss., 2014

Kurzfassung

Um die mechanischen Eigenschaften eines Dualphasenstahls zu verbessern, kommt es darauf an, das Gefüge aus Ferrit und Martensit optimal einzustellen. Um dies zu erreichen, muss sowohl die Auswirkung einer Glühbehandlung als auch der Einfluss der Legierungselemente berücksichtigt werden. Bei den Legierungselementen kommt es nicht nur auf die mittlere sondern auch auf die lokale Zusammensetzung im Stahl an.In der vorliegenden Arbeit wurde untersucht, wie sich zwei verschiedene Mikrostrukturen, eingestellt durch den Warmwalzprozess, auf die mechanischen Eigenschaften des Stahls nach kompletter thermomechanischer Wärmebehandlung auswirken. Die erste Mikrostruktur besteht aus einer Ferritmatrix, in der Bainitregionen, Martensitinseln und einzelne Eisenkarbide verteilt sind (B+M). Die zweite Mikrostruktur besteht aus Perlitinseln, als auch einzelnen Eisenkarbiden, die beide in einer Ferrit-Matrix verteilt sind (P+F). In der letztgenannten Mikrostruktur (P+F) wurde mit Hilfe von Mikrosondenmessungen und Ausziehabdrücken festgestellt, dass alle Eisenkarbide mit substitutionellen Elementen wie Mangan und Chrom angereichert sind. Dies gilt auch für die Zementitlamellen im Perlit. Zusätzlich waren im Ferrit Regionen zu finden, welche im Vergleich mit der mittleren Manganzusammensetzung einen geringeren Mangangehalt aufwiesen. Im Falle der B+M Mikrostruktur war so eine An- und Abreicherung nicht zu finden. Die mittlere Zusammensetzung war für beide Mikrostrukturen gleich.Beide Warmbänder wurden mit Hilfe eines Dilatometers der gleichen Wärmebehandlung unterzogen, die sich an dem Herstellungsprozess eines Dualphasenstahls orientiert, wie er bei Thyssenkrupp-Steel Europe durchgeführt wird. Bei diesem Glühprozess wird das Material bei 840 °C reaustenisiert und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt. Im Falle der P+F Mikrostruktur stellte sich heraus, dass die Reaustenitisierung nicht komplett abgeschlossen war. Der Grund dafür waren die an Mangan abgereicherten Regionen, welche das Wachstum des Austenits in dem Ferrit verlangsamten. Beim Abkühlen konnte der vererbte Ferrit daher direkt anfangen zu wachsen. Im Gegensatz dazu war die Reaustenitisierung im Falle der B+M Mikrostruktur komplett abgeschlossen und der Ferrit bildete sich erst bei deutlich tieferen Temperaturen. Infolgedessen wies der Dualphasenstahl, welcher seinen Ursprung in der B+M Mikrostruktur hatte (B+M Dualphasenstahl), einen deutlich höheren Martensitgehalt auf als der Dualphasenstahl, der sich aus der P+F Mikrostruktur bildete (P+F Dualphasenstahl). EBSD Messungen, die im Anschluss an die Wärmebehandlung bei beiden Mikrosturkturen durchgeführt wurden, zeigten für den P+F Dualphasenstahl im Vergleich zu dem B+M Dualphasenstahl eine geringere mittlere geometrisch notwendige Versetzungsdichte (GND-Dichte) im Ferrit. Dabei wies der P+F Dualphasenstahl zum einen Ferritregionen auf, welche eine ähnlich hohe GND-Dichte hatten wie der Ferrit im B+M Duahlphasenstahl, als auch Ferritregionen, die einen deutlich geringere GND Dichte zeigten.Anhand weiterer Wärmebehandlungen, bei denen Ferrit ausschließlich isotherm gebildet wurde, konnte gezeigt werden, dass sich die Bildungstemperatur des Ferrits deutlich auf seine GND-Dichte auswirkt. Es stellte sich heraus, dass die mittlere GND-Dichte des Ferrits invers proportional zu seiner Bildungstemperatur ist. Eine sprunghafte Zunahme der GND-Dichte im Ferrit zeigte sich zwischen 600 °C und 575 °C. Zwischen diesen beiden Bildungstemperaturen stieg die GND-Dichte im Ferrit deutlich stärker als zwischen 650 °C und 600 °C oder zwischen 575 °C und 450 °C. Es wird vermutet, dass eine Änderung im Wachstumsmechanismus des Ferrits für die sprunghafte Zunahme der GND-Dichte verantwortlich ist. Für 600 °C und höher wird für den Ferrit ein rekonstruktiver Wachstumsmechanismus angenommen. Bei tieferen Temperaturen scheint der Wachstumsmechanismus einen deutlich displassiven Anteil zu haben. Die Form der Ferritkörner, welche oft mit dem Wachstumsmechanismus des Ferrits in Verbindung gebracht wird, ändert sich hingegen erst zwischen 500 °C und 450 °C. Für 500 °C und höher haben die Ferritkörner eine globulare Gestalt. Bei 450 °C hingegen existieren viele Ferritkörner, die eine nadelförmige Gestalt haben, wie sie typischerweise in Bainit gefunden wird.Mit den im vorherigen Absatz vorgestellten Ergebnissen ist es auch möglich zu verstehen, warum der P+F Dualphasenstahl eine inhomogene Verteilung der GND-Dichten im Ferrit aufweist. Beim P+F Dualphasenstahl bildete sich der Ferrit sowohl bei hohen (600 °C und höher) als auch bei niedrigeren Temperaturen. Da die GND-Dichte invers proportional zur Bildungstemperatur ist, führt dies zu einer inhomogenen Verteilung der GND-Dichten im Ferrit. Beim B+M Dualphasenstahl bildete sich der komplette Ferrit bei ca. 510 °C, was zu einer homogeneren Verteilung von hohen GND-Dichten führte.Der Einfluss der Startverteilung des Mangans im Warmband auf den fertigen Dualphasenstahl wurde nicht nur für das im Labor hergestellte Material nachgewiesen, sondern auch im Dualphasenstahl, welcher komplett bei der ThyssenKrupp Steel Europe AG hergestellt wurde.

Einrichtungen

  • Lehrstuhl für Werkstofftechnik der Metalle und Institut für Eisenhüttenkunde [522110]
  • Lehrstuhl für Werkstoffphysik und Institut für Metallkunde und Materialphysik [523110]
  • Fachgruppe für Materialwissenschaft und Werkstofftechnik [520000]

Identifikationsnummern