DE102016117508A1

DE102016117508A1 - Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl und ein derartiges Stahlflachprodukt

Info

Publication number: DE102016117508A1
Application number: DE102016117508.0A
Authority: DE
Inventors: Peter Palzer; Thomas Evertz; Manuel Otto; Kai Köhler
Original assignee: Salzgitter Flachstahl GmbH
Current assignee: Salzgitter Flachstahl GmbH
Priority date: 2016-09-16
Filing date: 2016-09-16
Publication date: 2018-03-22
Anticipated expiration: 2036-09-17
Also published as: KR20190052683A; US20190203311A1; EP3512968A1; KR102298180B1; DE102016117508B4; WO2018050683A1; US11261503B2; EP3512968B1; WO2018050683A8; RU2734216C9; RU2734216C1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit TRIP/TWIP-Effekt. Um eine Verbesserung der Streckgrenze bei Erhalt eines ausreichenden Restumformvermögens des hergestellten Stahlflachprodukts zu erreichen, werden die folgenden Schritte vorgeschlagen: – Kaltwalzen eines Warm- oder Kaltbands, – Glühen des kaltgewalzten Warm- oder Kaltbands bei 500 bis 840 °C für 1 min. bis 24 h, – Nachwalzen oder Dressieren des geglühten Warm- oder Kaltbands zu einem Stahlflachprodukt mit einem Umformgrad zwischen 0,3 % und 60 %. Auch betrifft die Erfindung ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt und eine Verwendung hierfür.

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit TRIP/TWIP-Effekt, ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt und eine Verwendung hierfür.
Aus der europäischen Patentanmeldung EP 2 383 353 A2 ist ein Stahlflachprodukt aus einem manganhaltigen Stahl bekannt, der eine Zugfestigkeit von 900 bis 1500 MPa aufweist und aus den folgenden Elementen (Gehalte in Gewichtsprozent und bezogen auf die Stahlschmelze) besteht: C: bis 0,5; Mn: 4 bis 12,0; Si: bis zu 1,0; Al: bis zu 3,0; Cr: 0,1 bis 4,0; Cu: bis zu 4,0; Ni: bis zu 2,0; N: bis zu 0,05; P: bis zu 0,05; S: bis zu 0,01 sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Optional sind ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe „V, Nb, Ti“ vorgesehen, wobei die Summe der Gehalte dieser Elemente höchstens gleich 0,5 ist. Dieser Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als hochmanganhaltige Stähle und gleichzeitig hohe Bruchdehnungswerte und damit einhergehend eine deutlich verbesserte Umformbarkeit besitzt.
Auch sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 113 A1 bereits sogenannte TRIP-Stähle beschrieben, die ein überwiegend ferritisches Grundgefüge mit eingelagertem Restaustenit aufweisen, der während einer Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der TRIP-Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. TRIP-Stähle eignen sich für den Einsatz u. a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen von Fahrzeugen, als Blechplatinen, sowie als geschweißte Platinen.
Des Weiteren ist in der deutschen Patentschrift DE 10 2004 054 444 B3 ein Verfahren zum Herstellen von Metallbauteilen oder Halbzeugen mit hoher Festigkeit und Plastizität durch Kaltumformung von Stählen bekannt. Deren Kaltumformung soll zu einer Verfestigung durch TWIP-(Twinning lnduced Plasticity) oder SIP-(Shearband lnduced Plasticity)Effekte führen. Hierbei liegen die Umformgrade bei einer gesamten Dehnung im Bereich von 10 bis 70%. Die Umformung findet nach einem Schluss- oder Kristallisationsglühen so weit statt, bis sich ein Festigkeitszuwachs von mindestens 30% des Ausgangswertes einstellt und die verbleibende Zugdehnung des Metalls auf nicht unter 20% absinkt. Dieser Umformprozess mit hoher Dehnung soll den Vorteil haben, dass trotz der hohen Festigkeitswerte eine Plastizitätsreserve erhalten bleibt, die eine nachgelagerte Endformgebung zu einem fertigen Bauteil mittels konventioneller Umformtechnik ermöglicht. Die hierfür gewählten Stähle zeichnen sich durch einen Mn-Gehalt in Gew.-% von 10 bis 30 aus. Derartige hochmanganhaltige legierte Stähle sind aufgrund der hohen Legierungselementgehalte kostenintensiver als Mittelmanganstähle.
Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl, ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt und eine Verwendung hierfür zu schaffen, die sich durch eine Verbesserung der Streckgrenze bei Erhalt eines ausreichenden Restumformvermögens des hergestellten Stahlflachprodukts auszeichnen.
Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit TRIP/TWIP-Effekt mit den Merkmalen des Anspruchs 1, ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt mit den Merkmalen des Anspruchs 12 und eine Verwendung für dieses Stahlflachprodukts gemäß Anspruch 13 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben.
Erfindungsgemäß wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit TRIP/TWIP-Effekt, umfassend die Schritte: – Kaltwalzen eines Warm- oder Kaltbands, – Glühen des kaltgewalzten Warm- oder Kaltbands bei 500 bis 840 °C für 1 min. bis 24 h, – Nachwalzen oder Dressieren des geglühten Warm- oder Kaltbands zu einem Stahlflachprodukt mit einem Umformgrad zwischen 0,3 % und 60 % erreicht, dass durch das Nachwalzen oder Dressieren des Stahlflachprodukts dessen Streckgrenze erhöht wird. In üblicher Weise ist der Umformgrad auf die Dickenrichtung des Stahlflachprodukts bezogen. Über die Erhöhung der Streckgrenze, können aus diesem Stahlflachprodukt optimierte Bauteile mit geringerer Blechdicke hergestellt werden. Das Nachwalzen oder Dressieren bewirkt eine teilweise Umwandlung des metastabilen Austenits des geglühten Warm- oder Kaltbands in Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) und Martensit (TRIP-Effekt), wobei mindestens ein Anteil von 3 % des Austenits in Martensit umwandeln muss und mindestens ein Anteil von 10 % des Austenits als kubisch-flächenzentrierte Phase erhalten bleibt.
In Bezug auf das Nachwalzen ist bevorzugt vorgesehen, dass das geglühte Warm- oder Kaltband mit einem Umformgrad zwischen 10 bis 40 % nachgewalzt wird.
In Bezug auf das Dressieren ist bevorzugt vorgesehen, dass das geglühte Warm- oder Kaltband mit einem Umformgrad zwischen 0,6 bis 2,2 % dressiert wird.
Vorzugsweise ist vorgesehen, dass das geglühte Warm- oder Kaltband bei einer Temperatur von 0 bis 400 °C nachgewalzt oder dressiert wird. Hierdurch werden Verformungszwillinge gebildet (TWIP-Effekt), welche analog der Versetzungsdichte anderer Stahlsorten die Streck- und/oder Dehngrenze erhöhen.
In einer bevorzugten Ausgestaltung wird das geglühte Warm- oder Kaltband so weit zu einem Stahlflachprodukt nachgewalzt oder dressiert, dass das Stahlflachprodukt eine um mindestens 50 MPa erhöhte Streckgrenze gegenüber dem Zustand vor dem Nachwalzen oder Dressieren aufweist.
Besonders bevorzugt ist vorgesehen, dass das Stahlflachprodukt über eine Zugfestigkeit von größer 1300 MPa und über eine Bruchdehnung A80 von größer 3 % verfügt.
In einer vorteilhaften Ausgestaltung des Verfahrens wird das Warm- oder Kaltband mit einem ersten Walzstich bei einer Temperatur des Warm- oder Kaltbands von 60 °C bis unterhalb Ac3, vorzugsweise von 60 °C bis 450 °C, kaltgewalzt. Optional wird dann das Warm- oder Kaltband zwischen den dem ersten Walzstich folgenden weiteren Walzstichen auf Temperaturen von 60 °C bis unterhalb Ac3, vorzugsweise von 60 °C bis 450 °C, zwischenerwärmt oder zwischengekühlt. Mit der Erhöhung der Temperatur vor dem ersten Walzstich geht auch eine Verringerung der erforderlichen Umformkräfte einher. Auch wird eine Erhöhung des Restumformvermögens des kaltgewalzten Warm- oder Kaltbands mit Zugfestigkeiten von größer 800 MPa bis 2000 MPa bei Bruchdehnungen von größer 3 % in den am stärksten umgeformten Bereichen bewirkt. Das Vorwärmen des Warm- oder Kaltbands kann für ein Coil oder abgewickeltes Band- oder Tafelmaterial erfolgen. Durch das Kaltwalzen mit dem Vorwärmen des Warm- oder Kaltbands vor dem ersten Umformschritt wird während des Walzvorgangs eine Umwandlung von metastabilen Austenit in Martensit (TRIP-Effekt) ganz oder teilweise unterdrückt, wobei sich im Austenit Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) bilden können. Hierdurch wird eine vorteilhafte Reduktion der Walzkräfte erreicht und das Gesamtumformvermögen erhöht. Durch die weiteren Walzstiche bei erhöhten Temperaturen werden gezielt Verformungszwillinge eingebracht, welche bei Raumtemperatur weiter in Martensit umwandeln und dadurch das Energieaufnahmevermögen erhöhen und einen höheren Umformgrad zulassen.
Unter dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ist ein kaltnachgewalztes Grobblech, Warm- und/oder Kaltband zu verstehen.
Besonders bevorzugt ist vorgesehen, dass das Stahlflachprodukt mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gew.-%) hergestellt wird, um insbesondere die beschriebenen Vorteile zu erreichen:
C: 0,0005 bis 0,9, vorzugsweise 0,05 bis 0,35
Mn: 4 bis 12, vorzugsweise größer 5 bis kleiner 10
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente,
mit optionaler Zulegierung von:
Al: 0 bis 10, bevorzugt 0,05 bis 5, insbesondere bevorzugt größer 0,5 bis 3
Si: 0 bis 6, bevorzugt 0,05 bis 3, insbesondere bevorzugt 0,1 bis 1,5
Cr: 0 bis 6, bevorzugt 0,1 bis 4, insbesondere bevorzugt größer 0,5 bis 2,5
Nb: 0 bis 1, bevorzugt 0,005 bis 0,4, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1
V: 0 bis 1,5, bevorzugt 0,005 bis 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,3
Ti: 0 bis 1,5, bevorzugt 0,005 bis 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,3
Mo: 0 bis 3, bevorzugt 0,005 bis 1,5, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,6
Sn: 0 bis 0,5, bevorzugt kleiner 0,2, insbesondere bevorzugt kleiner 0,05
Cu: 0 bis 3, bevorzugt kleiner 0,5, insbesondere bevorzugt kleiner 0,1
W: 0 bis 5, bevorzugt 0,01 bis 3, insbesondere bevorzugt 0,2 bis 1,5
Co: 0 bis 8, bevorzugt 0,01 bis 5, insbesondere bevorzugt 0,3 bis 2
Zr: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,2
Ta: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1
Te: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1
B: 0 bis 0,15, bevorzugt 0,001 bis 0,08, insbesondere bevorzugt 0,002 bis 0,01
P: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,04
S: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,02
N: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,05.
Dieses Stahlflachprodukt aus dem mittel-manganhaltigen TRIP(TRansformation Induced Plasticity)- und/oder TWIP(TWinning Induced Plasticity)-Stahl weist eine hervorragender Kalt- und Halbwarmumformbarkeit, erhöhten Widerstand gegen wasserstoffinduzierte verzögerte Rissbildung (delayed fracture), gegen Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) sowie gegen Flüssigmetallversprödung beim Schweißen im verzinkten Zustand auf.
In üblicher Weise wird das vorbeschriebene Stahlflachprodukt mit einer nachfolgend angeführten Erzeugungsroute hergestellt:

– Erschmelzen einer Stahlschmelze mit der vorstehend beschriebenen chemischen Zusammensetzung in einem über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze;
– Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
– Erwärmen des Vorbandes auf eine Walztemperatur von 1050 bis 1250°C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze (erste Hitze) heraus,
– Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 20 bis 0,8 mm mit einer Walzendtemperatur von 1050 bis 800°C,
– Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 100 bis 800°C,
– Beizen des Warmbandes,
– Glühen des Warmbandes in einer Durchlauf- oder Haubenglühanlage beziehungsweise in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 min. bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840°C,
– Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur, bevorzugt mit einem Vorwärmen auf 60 °C bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C vor dem ersten Walzstich zur Verringerung der Walzkräfte und Bildung von Verformungszwillingen im Austenit und bedarfsweisem Kühlen oder Erwärmen zwischen den Walzstichen auf 60 °C bis unterhalb der Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C,
– Glühen des kaltgewalzten Warm- oder Kaltbands bei 500 bis 840 °C für 1 min bis 24 h über Durchlauf- oder Haubenglühung,
– Nachwalzen oder Dressieren des geglühten Warm- oder Kaltbands zur Erhöhung der Streckgrenze mit glatten oder texturierten Walzen (beispielsweise mit PretexTexturierung),
– optionales elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken des Stahlbandes oder Aufbringen einer anderweitigen organischen oder anorganischen Beschichtung,
– optionales Glühen bei 500 bis 840 °C für 1 min bis 24 h in einer Durchlaufglühanlage, Haubenglühanlage oder sonstigen kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlagen.

Übliche Dickenbereiche für Vorband sind 1 mm bis 35 mm sowie für Brammen und Dünnbrammen 35 mm bis 450 mm. Vorzugsweise ist vorgesehen, dass die Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 20 mm bis 0,8 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 8 mm bis 0,8 mm warmgewalzt wird. Das Kaltband hat eine Dicke von üblicherweise unter 3 mm, vorzugsweise 0,1 bis 1,4 mm.
Im Zusammenhang mit dem vorstehenden erfindungsgemäßen Verfahren wird ein endabmessungsnah mit dem Zwei-Rollen Gießverfahren erzeugtes Vorband mit einer Dicke von kleiner gleich 3 mm, vorzugsweise 1 mm bis 3 mm, bereits als Warmband verstanden. Das so als Warmband produzierte Vorband weist, bedingt durch die eingebrachte Umformung der beiden gegenläufigen Walzen, keine Gussstruktur auf. Ein Warmwalzen findet somit bereits inline während des Zwei-Rollen-Gießverfahrens statt, so dass ein separates Erwärmen und Warmwalzen optional entfallen kann.
Das Kaltwalzen des Warmbandes kann bei Raumtemperatur oder vorteilhaft bei erhöhter Temperatur mit einer Erwärmung vor dem ersten Walzstich und/oder Erwärmungen in einem weiteren oder zwischen mehreren Walzstichen stattfinden. Das Kaltwalzen bei erhöhter Temperatur ist vorteilhaft, um die Walzkräfte zu reduzieren und die Bildung von Verformungszwillingen (TWIP-Effekt) zu begünstigen. Vorteilhafte Temperaturen des Walzgutes vor dem ersten Walzstich betragen 60°C bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 bis 450°C.
Erfolgt das Kaltwalzen in mehreren Walzstichen ist es vorteilhaft, das Stahlband zwischen den Walzstichen auf eine Temperatur von 60°C bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450°C, zwischenzuerwärmen bzw. herunter zu kühlen, da der TWIP-Effekt in diesem Bereich besonders vorteilhaft zum Tragen kommt. Je nach Walzgeschwindigkeit und Umformgrad kann sowohl ein Zwischenerwärmen, bspw. bei sehr niedrigen Umformgraden und Walzgeschwindigkeiten, als auch eine zusätzliche Kühlung, bedingt durch die Erwärmung des Werkstoffs beim schnellen Walzen und hohen Umformgraden, vorgenommen werden.
Nach einem Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur ist das Stahlband zur Wiederherstellung ausreichender Umformeigenschaften in einer Durchlaufglühanlage, Haubenglühanlage oder sonstigen kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlage vorteilhaft bei einer Glühzeit von 1 min. bis 24 h und Temperaturen von 500 bis 840°C zu glühen. Falls zur Erzielung bestimmter Werkstoffeigenschaften erforderlich, kann dieser Glühvorgang auch bei dem bei erhöhter Temperatur gewalzten Stahlband erfolgen.
Nach der Glühbehandlung wird das Stahlband vorteilhaft auf eine Temperatur von 250°C bis Raumtemperatur abgekühlt und anschließend, falls erforderlich, zur Einstellung der geforderten mechanischen Eigenschaften, im Zuge einer Alterungsbehandlung, auf eine Temperatur von 300 bis 450°C wieder erwärmt, bei dieser Temperatur für bis zu 5 min. gehalten und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Alterungsbehandlung kann vorteilhaft in einer Durchlaufglühanlage durchgeführt werden.
Das so hergestellte Stahlflachprodukt kann optional elektrolytisch verzinkt oder feuerverzinkt werden. In einer vorteilhaften Weiterbildung erhält das so hergestellte Stahlband anstelle oder nach dem elektrolytischen Verzinken oder Feuerverzinken eine Beschichtung auf organischer oder anorganischer Basis. Dies können zum Beispiel organische Beschichtungen, Kunststoffbeschichtungen oder Lacke oder anderweitige anorganische Beschichtungen wie beispielsweise Eisenoxidschichten sein.
Erfindungsgemäß bietet sich vorteilhaft eine Verwendung eines nach dem vorbeschriebenen Verfahrens hergestellten Bauteils im Kraftfahrzeugbau, Schienenfahrzeugbau, Schiffsbau, Anlagenbau, Infrastrukturbau, in der Luft- und Raumfahrt, Hausgerätetechnik und in geschweißten Platinen (tailored welded blanks) an.
Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt weist vorteilhaft eine Dehngrenze Rp0,2 von 300 bis 1350 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 1100 bis 2200 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mehr als 4 bis 41% auf, wobei hohen Festigkeiten tendenziell niedrigere Bruchdehnungen zuzuordnen sind und umgekehrt:

– Rm von über 1100 bis 1200 MPa: Rm × A80 ≥ 25000 bis zu 45000
– Rm von über 1200 bis 1400 MPa: Rm × A80 ≥ 20000 bis zu 42000
– Rm von über 1400 bis 1800 MPa: Rm × A80 ≥ 10000 bis zu 40000
– Rm von über 1800 MPa: Rm × A80 ≥ 7200 bis zu 20000

Für die Bruchdehnungsuntersuchungen wurde gemäß DIN 50 125 die Probenform 2 mit einer Anfangsmesslänge von A80 verwendet.
Die Verwendung des Begriffs „bis“ in den Definition der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 bis 1 Gew.-%, bedeutet, dass die Eckwerte – im Beispiel 0,01 und 1 – mit eingeschlossen sind.
Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher eingegangen werden. Nachfolgend werden die positiven Effekte der erfindungsgemäß verwendeten Legierungselemente beschrieben.
Kohlenstoff C: Wird benötigt zur Bildung von Karbiden, stabilisiert den Austenit und erhöht die Festigkeit. Höhere Gehalte an C verschlechtern die Schweißeigenschaften und führen zur Verschlechterung der Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein maximaler Gehalt von 0,9 Gew.-%, bevorzugt 0,35 Gew.-%, festgelegt wird. Um die gewünschte Kombination von Festigkeits- und Dehnungseigenschaften des Werkstoffs zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,0005 Gew.-%, bevorzugt 0,05 Gew.-%, erforderlich.
Mangan Mn: Stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte kleiner 4 Gew.-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von 12 Gew.-% und mehr der Austenit zu stark stabilisiert wird und dadurch die Festigkeitseigenschaften, insbesondere die 0,2 % Dehngrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Bereich von größer 5 bis kleiner 10 Gew.-% bevorzugt.
Aluminium Al: Al verbessert die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, senkt die spezifische Dichte und beeinflusst das Umwandlungsverhalten der erfindungsgemäßen Legierung. Zu hohe Gehalte an Al verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Auch verschlechtern höhere Al-Gehalte das Gießverhalten im Strangguss deutlich. Hierdurch entsteht ein höherer Aufwand beim Vergießen. Hohe Al-Gehalte verzögern die Ausscheidung von Karbiden in der erfindungsgemäßen Legierung. Daher wird ein Al-Gehalt von 0 bis 10 Gew.-%, bevorzugt 0,05 bis 5 Gew.-%, besonders bevorzugt von größer 0,5 bis 3 Gew.-%, festgelegt.
Silizium Si: Die optionale Zugabe von Si in höheren Gehalten behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Des Weiteren konnte eine Verbesserung der Kaltwalzbarkeit durch Zulegieren von Si beobachtet werden. Höhere Si-Gehalte führen zu einer Versprödung des Werkstoffs und beeinflussen die Warm- und Kaltwalzbarkeit sowie die Beschichtbarkeit beispielsweise durch Verzinken negativ. Daher wird ein Si-Gehalt von 0 bis 6 Gew.-%, bevorzugt 0,05 bis 3 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,1 bis 1,5 Gew.-%, festgelegt.
Chrom Cr: Die optionale Zugabe von Cr verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Höhere Gehalte führen zu einer Verschlechterung der Dehnungseigenschaften. Daher wird ein Cr-Gehalt von 0 bis 6 Gew.-%, bevorzugt 0,1 bis 4 Gew.-%, besonders bevorzugt von größer 0,5 bis 2,5 Gew.-%, festgelegt.
Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben. Sie wirken im Gegensatz zu den Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Bereits geringe Mengenzugaben der Mikrolegierungselemente beeinflussen die Verarbeitungs- und Endeigenschaften erheblich. Insbesondere bei der Warmumformung beeinflussen Mikrolegierungselemente das Rekristallisationsverhalten vorteilhaft und bewirken eine Kornfeinung.
Typische Mikrolegierungselemente sind Vanadium, Niob und Titan. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide, Nitride und Carbonitride.
Vanadium V und Niob Nb: Diese wirken insbesondere durch die Bildung von Karbiden kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte von über 1,5 Gew.-% beziehungsweise 1 Gew.-% bringen keine weiteren Vorteile. Für Vanadium und Niob wird optional bevorzugt ein Mindestgehalt von 0,005 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,6 Gew.-% beziehungsweise 0,4 Gew.-%, besonders bevorzugt ein Mindestgehalt von 0,01 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gew.-% beziehungsweise 0,1 Gew.-%, vorgesehen.
Titan Ti: Wirkt als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden und vermindert die interkristalline Korrosion. Gehalte an Ti von über 1,5 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 1,5 Gew.-%, bevorzugt 0,6 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,3 Gew.-%, festgelegt wird. Mindestgehalte von 0,005 Gew.-%, bevorzugt von 0,01 Gew.-%, können vorgesehen werden, um Stickstoff abzubinden und Ti vorteilhaft auszuscheiden.
Molybdän Mo: Wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegen verzögerte Rissbildung und Wasserstoffversprödung. Hohe Gehalte an Mo verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Daher wird optional ein Mo-Gehalt von 0 bis 3 Gew.-%, bevorzugt 0,005 bis 1,5 Gew.-%, besonders bevorzugt von größer 0,01 bis 0,6 Gew.-%, festgelegt.
Zinn Sn: Zinn steigert die Festigkeit, reichert sich jedoch ähnlich Kupfer bei höheren Temperaturen unter der Zunderschicht und an den Korngrenzen an. Es führt durch Eindringen in die Korngrenzen zur Bildung niedrig schmelzender Phasen und damit verbunden zu Rissen im Gefüge und zu Lotbrüchigkeit, weshalb optional ein Maximalgehalt 0,5 Gew.-%, bevorzugt von kleiner 0,2 Gew.-%, besonders bevorzugt von kleiner 0,05 Gew.-%, vorgesehen ist.
Kupfer Cu: Verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte oberhalb 3 Gew.-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen weshalb optional ein Maximalgehalt von 3 Gew.-%, bevorzugt von kleiner 0,5 Gew.-%, besonders bevorzugt von kleiner 0,1 Gew.-%, festgelegt wird.
Wolfram W: Wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit und Warmfestigkeit. Gehalte an W von über 5 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 5 Gew.-% festgelegt wird. Bevorzugt ist ein Gehalt von 0,01 Gew.-% bis 3 Gew.-% vorgesehen und besonders bevorzugt von 0,2 bis 1,5 Gew.-%.
Kobalt Co: Erhöht die Festigkeit des Stahls, stabilisiert den Austenit und verbessert die Warmfestigkeit. Gehalte von über 8 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Der Co-Gehalt wird daher mit maximal 8 Gew.-%, bevorzugt von 0,01 bis 5 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,3 bis 2 Gew.-%, festgelegt.
Zirkonium Zr: Wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 0,5 Gew-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Daher wird ein Zr-Gehalt von 0 bis 0,5 Gew.-%, bevorzugt 0,005 bis 0,3 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,01 bis 0,2 Gew.-%, festgelegt.
Tantal Ta: Tantal wirkt ähnlich wie Niob als Karbidbildner kornfeinend und verbessert dadurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften. Gehalte von über 0,5 Gew.-% bewirken keine weitere Verbesserung der Eigenschaften. Daher wird optional ein Maximalgehalt von 0,5 Gew.-% festgelegt. Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,005 und ein Maximalgehalt von 0,3 Gew.-% festgelegt, in welchem die Kornfeinung vorteilhaft bewirkt werden kann. Zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit und Optimierung der Kornfeinung wird insbesondere bevorzugt ein Gehalt von 0,01 Gew.-% bis 0,1 Gew.-% angestrebt.
Tellur Te: Tellur verbessert die Korrosionsbeständigkeit und die mechanischen Eigenschaften sowie die spanende Bearbeitbarkeit. Des Weiteren erhöht Te die Festigkeit von Mangansulfiden (MnS), welches dadurch beim Warm- und Kaltwalzen weniger stark in Walzrichtung gelängt wird. Gehalte oberhalb 0,5 Gew.-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,5 Gew.-% festgelegt wird.
Optional wird ein Minimalgehalt von 0,005 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gew.-% festgelegt, welche die mechanischen Eigenschaften vorteilhaft verbessern und die Festigkeit vorhandener MnS erhöht. Weiterhin wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,1 Gew.-% bevorzugt, welche eine Optimierung der mechanischen Eigenschaften bei gleichzeitiger Reduktion der Legierungskosten ermöglichen.
Bor B: Bor verzögert die Austenitumwandlung, verbessert die Warmumformeigenschaften von Stählen und erhöht die Festigkeit bei Raumtemperatur. Es entfaltet seine Wirkung bereits bei sehr geringen Legierungsgehalten. Gehalte oberhalb 0,15 Gew.-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften stark, weshalb der Maximalgehalt auf 0,15 Gew.-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,001 Gew.-% und Maximalgehalt von 0,08, vorzugsweise ein Minimalgehalt von 0,002 Gew.-% und Maximalgehalt von 0,01 festgelegt, um die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft zu nutzen.
Phosphor P: Ist ein Spurenelement, stammt überwiegend aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings in der Regel angestrebt, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark seigerungsanfällig ist und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen können Risse entlang der Korngrenzen beim Warmwalzen auftreten. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten um bis zu 300 °C herauf. Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf Werte kleiner 0,1 Gew.-%, bevorzugt kleiner 0,04 Gew.-%, begrenzt.
Schwefel S: Ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz aber insbesondere bei der Erzeugungsroute über den Hochofenprozess im Koks gebunden. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt, wodurch die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften verschlechtert werden. Es wird daher versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (beispielsweise durch eine Tiefentschwefelung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf Werte kleiner 0,1 Gew.-%, bevorzugt kleiner 0,02 Gew.-%, begrenzt.
Stickstoff N: N ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Er verbessert im gelösten Zustand bei höher manganhaltigen Stählen mit größer oder gleich 4 Gew.-% Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-legierte Stähle mit weniger als 4 Gew.-% neigen in Gegenwart von freiem Stickstoff zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist beispielsweise durch Zulegieren von Titan oder Aluminium möglich, wobei sich insbesondere Aluminiumnitride negativ auf die Umformeigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung auswirken. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf weniger als 0,1 Gew.-%, bevorzugt kleiner 0,05 Gew.-%, begrenzt.
ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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Zitierte Patentliteratur

EP 2383353 A2 [0002]
DE 102012013113 A1 [0003]
DE 102004054444 B3 [0004]

Zitierte Nicht-Patentliteratur

DIN 50 125 [0027]

Claims

Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit TRIP/TWIP-Effekt, umfassend die Schritte: – Kaltwalzen eines Warm- oder Kaltbands, – Glühen des kaltgewalzten Warm- oder Kaltbands bei 500 bis 840 °C für 1 min. bis 24 h, – Nachwalzen oder Dressieren des geglühten Warm- oder Kaltbands zu einem Stahlflachprodukt mit einem Umformgrad zwischen 0,3 % und 60 %.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das geglühte Warm- oder Kaltband mit einem Umformgrad zwischen 10 bis 40 % nachgewalzt wird.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das geglühte Warm- oder Kaltband mit einem Umformgrad zwischen 0,6 bis 2,2 % dressiert wird.
Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Warm- oder Kaltband mit einem ersten Walzstich bei einer Temperatur des Warm- oder Kaltbands von 60 °C bis unterhalb Ac3, vorzugsweise von 60 °C bis 450 °C, kaltgewalzt wird.
Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Warm- oder Kaltband zwischen den dem ersten Walzstich folgenden weiteren Walzstichen auf Temperaturen von 60 °C bis unterhalb Ac3, vorzugsweise von 60 °C bis 450 °C, zwischenerwärmt oder zwischengekühlt wird.
Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das geglühte Warm- oder Kaltband bei einer Temperatur von 0 bis 400 °C nachgewalzt oder dressiert wird.
Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das geglühte Warm- oder Kaltband so weit zu einem Stahlflachprodukt nachgewalzt oder dressiert wird, dass das Stahlflachprodukt eine um mindestens 50 MPa erhöhte Streckgrenze gegenüber vor dem Nachwalzen oder Dressieren aufweist.
Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt über eine Zugfestigkeit von größer 1300 MPa und über eine Bruchdehnung A80 von größer 3 % verfügt.
Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das geglühte Warm- oder Kaltband so weit zu einem Stahlflachprodukt nachgewalzt oder dressiert wird, dass dessen metastabiler Austenit teilweise in Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) und Martensit (TRIP-Effekt) umgewandelt wird, wobei mindestens ein Anteil von 3 % des metastabiler Austenits in Martensit umwandelt und mindestens ein Anteil von 10 % des metastabilen Austenits als kubisch-flächenzentrierte Phase erhalten bleibt.
Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gew.-%) hergestellt wird: C: 0,0005 bis 0,9, vorzugsweise 0,05 bis 0,35 Mn: 4 bis 12, vorzugsweise größer 5 bis kleiner 10 Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von: Al: 0 bis 10, bevorzugt 0,05 bis 5, insbesondere bevorzugt größer 0,5 bis 3 Si: 0 bis 6, bevorzugt 0,05 bis 3, insbesondere bevorzugt 0,1 bis 1,5 Cr: 0 bis 6, bevorzugt 0,1 bis 4, insbesondere bevorzugt größer 0,5 bis 2,5 Nb: 0 bis 1, bevorzugt 0,005 bis 0,4, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1 V: 0 bis 1,5, bevorzugt 0,005 bis 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,3 Ti: 0 bis 1,5, bevorzugt 0,005 bis 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,3 Mo: 0 bis 3, bevorzugt 0,005 bis 1,5, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,6 Sn: 0 bis 0,5, bevorzugt kleiner 0,2, insbesondere bevorzugt kleiner 0,05 Cu: 0 bis 3, bevorzugt kleiner 0,5, insbesondere bevorzugt kleiner 0,1 W: 0 bis 5, bevorzugt 0,01 bis 3, insbesondere bevorzugt 0,2 bis 1,5 Co: 0 bis 8, bevorzugt 0,01 bis 5, insbesondere bevorzugt 0,3 bis 2 Zr: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,2 Ta: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1 Te: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1 B: 0 bis 0,15, bevorzugt 0,001 bis 0,08, insbesondere bevorzugt 0,002 bis 0,01 P: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,04 S: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,02 N: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,05.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt metallisch, anorganisch oder organisch beschichtet wird.
Stahlflachprodukt hergestellt nach einem Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 11.
Verwendung eines nach einem Verfahren nach mindestens einem der vorgenannten Ansprüche 1 bis 11 hergestellten Stahlflachprodukts im Kraftfahrzeugbau, Schienenfahrzeugbau, Schiffsbau, Anlagenbau, Infrastrukturbau, Bergbau, in der Luft- und Raumfahrt, Hausgerätetechnik und in geschweißten Platinen.