DE102022104228A1 - Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit niedrigem Kohlenstoffgehalt - Google Patents

Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit niedrigem Kohlenstoffgehalt Download PDF

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit niedrigem Kohlenstoffgehalt.

Description

  • Technisches Gebiet (Technical Field)
  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit niedrigem Kohlenstoffgehalt.
  • Technischer Hintergrund
  • Die Herstellung von Stahlflachprodukten zur Erzeugung von Automobilbauteilen, insbesondere von Bauteilen für die Außenhaut eines Fahrzeugs, wie zum Beispiel bewegte Teile wie Motorhaube, Türen und Klappen, aber auch für Dächer und Kotflügel, ist aus dem Stand der Technik bekannt. Für derartige Anwendungen eignen sich Stahlgüten, welche gut verformbar sind und eine ausreichende Beulsteifigkeit und/oder Beulfestigkeit am verformten Bauteil bereitstellen. Bevorzugt kommen Stähle in Betracht, mit insbesondere moderaten Dehngrenzen Rp0,2 zwischen 200 und 400 MPa, insbesondere moderaten Zugfestigkeiten Rm zwischen 400 und 600 MPa, hohen Bruchdehnungen A80 größer als 20 % (wobei die Bruchdehnung bei einer Probe mit der Messlänge L0=80 mm bei Blechdicken < 3 mm ermittelt wird), Verfestigungsexponenten n4-6 größer als 0,17 (wobei Verfestigungsexponent zwischen 4 und 6 % plastischer Verformung ermittelt wird), Verfestigungsexponenten n10-20/Ag größer als 0,13 (wobei der Verfestigungsexponent zwischen 10 und 20 % plastischer Verformung bzw. der Gleichmaßdehngrenze Ag < 20 % ermittelt wird) und Bake-Hardening BH2 größer als 25 MPa aufweisen. Alle aufgeführten Werte, mit Ausnahme von BH2, lassen sich gemäß DIN EN ISO 6892-1 bestimmen, mit Prüfrichtung quer zur Walzrichtung. (BH2: Bestimmung gemäß DIN EN 10325 nach 2% Recken im Zugversuch und Wärmebehandlung bei 170°C und 20 min). So kommen zum Beispiel Bake-Hardening-Stähle in Frage, welche von Anmelderin unter der Bezeichnung „BHZ“ vertrieben werden, s. Link: https://www.thyssenkrupp-steel.com/media/content-1/publikationen/produktinformationen/bhz/thyssenkrupp_bhz_produktinformation_steel_de.pdf.
  • Sogenannte DP-Stähle weisen im Vergleich zu anderen hochfesten Stählen eine hohe Empfindlichkeit für Kantenrisse auf, die bei der Umformung von gestanzten Blechen auftreten können. Im Labor wird die Kantenrissempfindlichkeit eines Stahls mit der sogenannten „Lochaufweitungsprüfung“ bewertet, in welcher ein in eine Blechprobe gestanztes Loch mit einem Dorn bis zur ersten Rissentstehung aufgeweitet wird, vgl. ISO 16630:2017, „Metallic materials -- Sheet and strip -- Hole expanding test“. Aus dem Durchmesser des Lochs vor der Prüfung, D0, und bei der ersten Rissbildung, DR, wird das Lochaufweitungsverhältnis, λ, mit der folgenden Formel berechnet: λ=100*(DR-D0)/D0.
  • Die relativ hohe Empfindlichkeit für Kantenrisse von DP-Stählen hängt im Wesentlichen von der Inhomogenität des Gefüges ab. In DP-Stählen bildet sich der Martensit in Form von groben Paketen, welche häufig in Zeilen angeordnet sind. Unter äußeren mechanischen Belastungen kommt es wegen der hohen Härtedifferenz zwischen den Ferrit- und Martensitphasen zu hohen internen Spannungen an den Grenzflächen zwischen den beiden Phasen. Dies fördert eine Rissbildung während der Lochaufweitungsprüfung, da dort sehr hohe Verformungsgrade an der Kante des Stanzloches entstehen. Im Gegensatz dazu zeichnen sich CP-Stähle durch ein relativ isotropes und homogenes Gefüge mit relativ feinen Ausscheidungen aus. Aus diesem Grund sind die lokalen Spannungen in CP-Stählen unter äußeren mechanischen Belastungen homogener und niedriger als die, die in DP-Stählen entstehen. Daher zeichnen sich CP-Stähle durch eine höhere Beständigkeit für Kantenrisse im Vergleich zum DP-Stählen aus.
  • Im Stand der Technik sind beispielsweise aus der Schrift EP 1 972 698 B1 gattungsgemäße Stahlgüten beschrieben, welche das obige Spektrum abdecken und einen geringen Kohlenstoffgehalt aufweisen. Ein anderes Beispiel ist aus der Schrift EP 2 169 091 B1 bekannt. Der begrenzte Kohlenstoffgehalt führt zu einem sehr guten Umformverhalten hinsichtlich des Plättchen-Biegeversuchs nach VDA 238-100 und hinsichtlich der Lochaufweitung.
  • Konventionell wird Roheisen aus einem Hochofen kommend in geeigneten Prozessen und Anlagen zu vergießfähigen Stahlschmelzen konditioniert. Die Roheisenerzeugung im Hochofen ist mit einem hohen Kohlenstoffdioxidaustrag verbunden und in den nächsten Jahren somit nicht mehr klimafreundlich.
  • Hinsichtlich der Herstellung gattungsgemäßer Stahlflachprodukte besteht Optimierungsbedarf, insbesondere mit Blick auf eine potentielle Reduktion von klimaschädlichem Kohlenstoffdioxid.
  • Zusammenfassung der Erfindung
  • Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts bereitzustellen, welches klimafreundlicher hergestellt werden kann.
  • Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1.
  • Das Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes umfasst die Schritte:
    • - Erzeugen von flüssigem Rohstahl oder Roheisen in einem elektrisch betriebenen Schmelzofen,
    • - Konditionieren des flüssigen Rohstahls oder Roheisens zu einer vergießfähigen Stahlschmelze,
    • - Vergießen einer Stahlschmelze zu einem Vorprodukt bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus C: 0,0150 bis 0,0450 %, Si: 0,050 bis 0,150 %, Mn: 1,250 bis 1,80 %, P: bis 0,030 %, S: bis 0,010 %, N: bis 0,020 %, besteht, wobei optional mindestens eines oder mehrere der folgenden Legierungselemente aus der Gruppe (Al, Cr, Cu, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B) mit folgenden Gehalten vorhanden sein können mit Al: bis 0,50 %, Cr: bis 0,60 %, Cu: bis 0,10 %, Mo: bis 0,10 %, Ni: bis 0,10 %, Nb: bis 0,060 %, Ti: bis 0,020 %, V: bis 0,010 %, B: bis 0,0025 %, wobei zu den Verunreinigungen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (Sn, Ca, Zr, Pb, As, H, O, Co) zählen und mit folgenden Gehalten vorhanden sein können mit Sn: bis 0,030 %, Ca: bis 0,0030 %, Zr: bis 0,0010 %, Pb: bis 0,0010 %, As: bis 0,030 %, H: bis 0,010 %, 0: bis 0,010 %, Co: bis 0,010 %,
    • - Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt,
    • - Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt.
  • Das Erzeugen von flüssigem Rohstahl oder Roheisen in einem elektrisch betriebenen Schmelzofen hat den Vorteil, dass gezielte Einsatzstoffe in einem elektrisch betriebenen Schmelzofen erschmolzen werden können, die im Vergleich zum Hochofenprozess mehr Möglichkeiten bieten und insbesondere auf die Zugabe von Koks, welche zunächst in einer Kokerei aus Kohle zu Koks energieintensiv und sehr zum Nachteil der Umwelt emissionslastig und essentiell für die Hochofenprozess ist, wegfallen und dadurch eine Quelle zur Kohlenstoffdioxidbildung entfallen kann. Des Weiteren kann der für den elektrisch betriebenen Schmelzofen benötigte Strom bevorzugt aus regenerativer Energie erzeugt werden, wodurch weiteres Potential zur Reduzierung von Kohlenstoffdioxidemission gegeben ist. Des Weiteren lassen sich eisenhaltige Träger im Wesentlichen in Form von Eisenschwamm aber auch optional zusätzlich eisenhaltiger Schrott, vorzugsweise zur Erhöhung der Recyclingrate, als Haupteisenquelle nutzen. Der Eisenschwamm kann in unterschiedlichen Zuständen eingebracht werden, was davon abhängt, ob am Standort des elektrisch betriebenen Schmelzofens oder in unmittelbarer Nähe auch eine Direktreduktionsanlage zum Reduzieren von Eisenerz zu Eisenschwamm installiert ist. So kann Eisenschwamm als sogenanntes „hot direct reduced iron“ (HDRI) direkt im warmen Zustand oder als „cold direct reduced iron“ (CDRI) im kalten Zustand in den elektrisch betriebenen Schmelzofen chargiert werden. Sind Produktionsstandort und Einsatzort des Eisenschwamms weit(er) voneinander entfernt, dann wird in der Regel „hot briquetted iron“ (HBI) erzeugt, welches weniger reoxidationsfähig und auch über weite(re) Strecken transportfähig ist. Vorzugsweise werden zur Erzeugung des flüssigen Roheisens oder Rohstahls neben Eisenschwamm auch optional eisenbasierter Schrott und/oder optional weitere Zuschlagstoffe, wie zum Beispiel Schlackenbildner etc., in den elektrisch betriebenen Schmelzofen chargiert.
  • Ein elektrisch betriebener Schmelzofen ist ein Ofen der im Wesentlichen elektrisch betriebene Energie für den Betrieb benötigt. Dabei ist es völlig unabhängig, ob die elektrische Energie mit Hilfe von Elektroden in die Schmelze eingebracht wird, wie z. B. beim EAF (electric arc furnace) oder SAF (submerged arc furnace). Diese unterscheiden sich im Wesentlichen durch die „chemische“ Atmosphäre, im Wesentlichen eine reduzierende Ofenatmosphäre beim SAF. Der EAF wird in der Regel mit einer oxidierenden Ofenatmosphäre betrieben, kann bei Bedarf aber auch mit einer reduzierenden Atmosphäre betrieben werden. Ein elektrisch betriebener Schmelzofen kann auch ein Induktionsofen sein. Dort wird durch elektrische Induktion eine Wärme im Schmelzgut generiert. Des Weiteren kann der elektrisch betriebene Schmelzofen auch ein Plasmaofen sein, der ähnlich wie beim Elektrolichtbogenofen (EAF) ein Plasma generiert und sich im Wesentlichen nur durch die Ausführung der Elektroden unterscheidet. Bevorzugt kann ein SAF mit einer reduzierenden Ofenatmosphäre zum Einsatz kommen.
  • Das Konditionieren von flüssigem Rohstahl oder Roheisen zu einer vergießfähigen Stahlschmelze mit einer definierten Legierungszusammensetzung kann beliebig durchgeführt werden, vorzugsweise in Konvertern, welche dem bekannten und gängigen (Linz-Donauwitz) LD-Prinzip unterliegen.
  • Die Stahlschmelze mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der oben angegebenen Spannen wird zu einem Vorprodukt vergossen. Das Vergießen zu einem Vorprodukt kann klassisch über den bekannten Produktionsweg zur Erzeugung einer Bramme üblicher Abmessung erfolgen. Jedoch kann auch nach dem Vergießen beispielsweise durch direktes Warmwalzen eines Stranggusses in einer Gießwalzanlage als Vorprodukt eine Dünnbramme oder in einer Bandgießanlage als Vorprodukt ein gegossenes Band erzeugt werden. Beispielsweise in einer Gießwalzanlage oder Bandgießanlage, kann das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, so dass das Vorprodukt auf einer Temperatur gehalten oder bei Bedarf auf eine Temperatur vorerwärmt wird, beispielsweise in einem Ausgleichs- oder Vorwärmofen, bei der eine möglichst vollständige Homogenisierung gewährleistet ist und bei der sich während des Vergießens eventuell gebildete Ausscheidungen möglichst vollständig (wieder) auflösen. Wird die Schmelze beispielsweise in einer Stranggießanlage zu einem Vorprodukt vergossen, wird der gegossene und vollständig erstarrte Strang zu mehreren Brammen endlicher Abmessung abgetrennt und abschließend zugelassen, dass sich die Brammen durch insbesondere natürliche Abkühlung auf Umgebungstemperatur abkühlen. Das Vorprodukt respektive die Bramme wird zum Weiterverarbeiten beispielsweise in einem Hubbalkenofen oder mittels anderen geeigneten Mitteln auf eine Temperatur wiedererwärmt.
  • So kann gemäß einer Ausführungsform nach dem Vergießen des Vorprodukts ein Vorwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vorprodukts bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1350 °C durchgeführt werden. Die Temperatur beim Vorwärmen und/oder beim Halten des Vorprodukts beträgt mindestens 1150 °C, insbesondere mindestens 1200 °C, um eine möglichst vollständige Auflösung eventuell vorhandener unerwünschter Ausscheidungen in Form von Karbiden/Karbonitriden und/oder Nitriden im Vorprodukt sicherzustellen. Die Temperatur zum Vorwärmen und/oder zum Halten sollte 1350 °C nicht überschreiten, um ein partielles Aufschmelzen und/oder zu starke Verzunderung des Vorprodukts zu vermeiden. Aus ökologischen und ökonomischen Gründen kann die Temperatur zum Vorwärmen und/oder Halten insbesondere auf maximal 1300 °C beschränkt werden.
  • Es erfolgt ein Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt.
  • Gemäß einer Ausführungsform wird das Vorprodukt insbesondere in einem oder mehreren Walzgerüsten (Warmwalzstaffel) mit einer Warmwalzendtemperatur zwischen 850 und 980 °C zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt warmgewalzt. Eine Warmwalzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts von mindestens 850 °C, insbesondere mindestens 880 °C wird gewählt, um den Umformwiderstand nicht zu stark ansteigen zu lassen. Bei zu niedrigen Warmwalzendtemperaturen würden die Walzkräfte unverhältnismäßig ansteigen und die angestrebte Isotropie des Materials ginge durch Effekte des thermomechanischen Walzens verloren. Um eine unerwünschte Grobkornbildung zu vermeiden, wird die Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts auf maximal 980 °C, insbesondere auf maximal 920 °C beschränkt.
  • Gemäß einer Ausführungsform wird ein Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Temperatur zwischen 510 und 680 °C durchgeführt. Das erhaltene warmgewalzte Stahlflachprodukt kann mit einer zwischen 20 und 200 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine zwischen 510 und 680 °C betragende Temperatur abgekühlt werden. Die Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 20 °C/s kann beitragen, dass die Bildung von Perlit und Zementit und somit die Entstehung von groben Ausscheidungen, die in den späteren Prozessschritten nicht aufgelöst werden können, weitestgehend vermieden werden können. Die Temperatur beträgt mindestens 510 °C, insbesondere mindestens 550 °C, vorzugsweise mindestens 550 °C. Bei einer zu hohen Temperatur erhöht sich das Risiko für die Bildung von Perlit und folglich die Seigerung von Mangan während der Abkühlung. Ferner würde eine zu hohe Temperatur die Gefahr eine ausgeprägten Korngrenzenoxidation auslösen. Um dies zu verhindern, ist die Temperatur auf maximal 680 °C, insbesondere auf maximal 650 °C, vorzugsweise auf maximal 630 °C beschränkt.
  • Gemäß einer Ausführungsform kann ein Haspeln des auf die vorgenannte Temperatur abgekühlten warmgewalzten Stahlflachproduktes zu einem Coil erfolgen, so dass dann die Temperatur des nach dem Warmwalzen abgekühlten warmgewalzten Stahlflachproduktes der sogenannten Haspeltemperatur entspricht, die zwischen 510 und 680 °C, insbesondere zwischen 550 und 650 °C, vorzugsweise zwischen 550 und 630 °C beträgt.
  • Das warmgewalzte Stahlflachprodukt (Warmband) kann eine Dicke zwischen 1,2 und 8 mm, insbesondere zwischen 1,8 und 5 mm aufweisen.
  • Optional kann das warmgewalzte Stahlflachprodukt vom Coil abgehaspelt werden und einem konventionellen Beizen zugeführt werden, entweder im Coil-to-Coil-Prozess, also Abhaspeln-Beizen-Haspeln, oder bevorzugt direkt vor dem Kaltwalzen, also Abhaspeln-Beizen-Kaltwalzen. Durch das Beizen kann auf dem warmgewalzten Stahlflachprodukt vorhandener Zunder entfernt und/oder die Oberfläche des warmgewalzten Stahlflachprodukts für die nächsten Schritte vorbereitet respektive aktiviert werden.
  • Es erfolgt ein Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt.
  • Gemäß einer Ausführungsform wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt insbesondere in einem oder mehreren Walzgerüsten (Kaltwalzstaffel) mit einem zwischen 30 und 90 %, insbesondere zwischen 30 und 80 % betragenden Kaltwalzgrad zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt. Der Kaltwalzgrad KWG berechnet sich nach der Formel: KWG = 100 * (LWB - LKB) / LWB, wobei LWB die Dicke des warmgewalzten Stahlflachprodukts (Warmband) und LKB die Dicke des kaltgewalzten Stahlflachprodukts (Kaltband) ist. Das Kaltwalzen ist insbesondere für eine hohe Oberflächenqualität und Maßtoleranz erforderlich, welche für den vorgesehenen Verwendungszweck des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei dünnwandigen Bauteilen (z.B. Rohkarosserie-Bauteile) notwendig ist. Jedoch führt das Kaltwalzen zu einer Kaltverfestigung, welche sich negativ auf die Duktilität und das Lochaufweitungsverhältnis des Stahls auswirkt. Außerdem ergibt das Kaltwalzen eine dominante Walztextur, welche zu einer prägnanten Anisotropie der mechanischen Eigenschaften und folglich einer Verringerung des Lochaufweitungsverhältnisses führt. Der Einfluss der Kaltverfestigung und Walztextur auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften kann nicht unbedingt durch eine anschließende Wärmebehandlung, bekannt auch als Glühen, vollständig erholt werden. Beim Kaltwalzen mit einem zu niedrigen Kaltwalzgrad werden die für die Zielanwendung erforderliche Oberflächenqualität und Maßtoleranz nicht erzielt. Aus diesem Grund beträgt der Kaltwalzgrad mindestens 30 %. Beim Kaltwalzen mit einem zu hohen Kaltwalzgrad sind die Einflüsse der Kaltverfestigung und der Walztextur so hoch, dass die erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erzielt werden können. Aus diesem Grund ist der Kaltwalzgrad auf maximal 90 %, insbesondere auf maximal 80 %, vorzugsweise auf maximal 75 % begrenzt.
  • Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt (Kaltband) kann eine Dicke zwischen 0,30 und 2,8 mm, insbesondere zwischen 0,50 und 2,4 mm aufweisen.
  • Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt kann zu einem Coil aufgehaspelt werden. Alternativ wäre auch das Ablängen zu Platinen denkbar.
  • Gemäß einer Ausführungsform wird nach dem Kaltwalzen ein Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur zwischen 730 bis 880 °C, insbesondere zwischen 750 bis 850 °C für eine Dauer zwischen 10 und 300 s, insbesondere zwischen 30 und 300 s zu einem geglühten Stahlflachprodukt durchgeführt. Das Glühen wird vorzugsweise im kontinuierlichen Durchlauf durchgeführt. Über die Glühtemperatur und Dauer kann insbesondere Einfluss auf die Bildung der Gefügebestandteile in dem Stahlflachprodukt genommen werden und folglich die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts eingestellt werden. Das Glühen kann beispielsweise in einer mehrstufigen Glühanlage im Coil-to-Coil-Prozess oder vorzugsweise in einer mehrstufigen Glühanlage, welche in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage vor dem Schmelztauchbeschichten integriert ist, erfolgen. Das Beschichten mittels Schmelztauchen kann somit bevorzugt nach dem Glühen im kontinuierlichen Durchlauf durchgeführt werden.
  • Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt kann in einer ersten Stufe des Glühens mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 20 °C/s auf eine Glühtemperatur zwischen 730 und 880 °C, insbesondere zwischen 750 bis 850 °C aufgeheizt werden. Eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit von mindestens 0,5 °C/s kann beitragen, dass eine übermäßige Vergröberung des Gefüges vermieden wird, welche sich sonst negativ auf die Zugfestigkeit auswirken würde. Eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit von über 20 °C/s kann eine vollständige Rekristallisation des Gefüges verhindern. Eine ausreichende Rekristallisierung ist erforderlich, um die aus dem Kaltwalzen entstandenen Kaltverfestigungen und Anisotropien, welche sich negativ auf die Bruchdehnung und das Lochaufweitungsverhältnis auswirken würden, zu minimieren.
  • Optional kann in einer zweiten Stufe des Glühens das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer Glühtemperatur zwischen 730 und 880 °C, insbesondere zwischen 750 bis 850 °C für eine Dauer zwischen 10 und 300 s, insbesondere zwischen 30 und 300 s gehalten werden. Beim Glühen handelt es sich im Wesentlichen um das Aufheizen auf eine Glühtemperatur im interkritischen Bereich, d. h. zwischen der Ac1- und Ac3-Temperatur, in welchem das Gefüge teilweise in Austenit umwandelt, und Halten bei dieser Glühtemperatur für eine bestimmte Zeitdauer. Während dieser Haltezeit wird der Kohlenstoff im Gefüge zwischen dem Ferrit und Austenit partitioniert respektive umverteilt. Aufgrund der höheren Löslichkeit von Kohlenstoff im Austenit wird der Kohlenstoff im Austenit angereichert. Die Kohlenstoffverteilung hat einen wesentlichen Einfluss auf die Entstehung und die Eigenschaften von weiteren Gefügebestandteilen, wie z. B. neuer Ferrit, Martensit oder Bainit, bei der anschließenden Abkühlung und folglich auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts. Für eine ausreichende Kohlenstoffverteilung ist eine Haltezeit von mindestens 10 s, insbesondere mindestens 30 s erforderlich. Dagegen führt eine zu hohe Haltezeit zu einer übermäßigen Vergröberung des Gefüges. Aus diesem Grund ist die Haltezeit auf maximal 300 s beschränkt.
  • Ja nach verfügbarem Bauraum bzw. Länge der Glühanlage können die erste und zweite Stufe als gemeinsame Stufe des Glühens ohne jegliche Trennung (Schleuse) zwischen den beiden Stufen betrachtet werden. Ist die vorgegebene Glühtemperatur zwischen 730 und 880 °C erreicht, kann ein Halten bei der erreichten Glühtemperatur zwischen 0 und 300 s, insbesondere zwischen 10 und 300 s, vorzugsweise zwischen 30 und 300 s in der gemeinsamen Stufe erfolgen.
  • Ein Abkühlen des erhaltenen geglühten Stahlflachprodukts kann gemäß einer Ausführungsform vor einem Schmelztauchbeschichten auf eine Temperatur zwischen 450 und 520 °C durchgeführt werden. Dies kann vorteilhaft in einer dritten Stufe des Glühens erfolgen, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt beispielsweise bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 20 °C/s auf eine Temperatur zwischen 450 und 520 °C abgekühlt wird. Eine mittlere Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 0,5 °C/s kann beitragen, dass die Entstehung von unterwünschten Phasen wie Perlit durch den Zerfall von Austenit, sowie eine übermäßige Vergröberung des Gefüges während der Abkühlung vermieden werden. Eine zu hohe mittlere Abkühlgeschwindigkeit verhindert wiederum die Bildung von neuem Ferrit während der Abkühlung. Ein hoher Anteil an Ferrit kann zu den gewünschten mechanisch-technologischen Eigenschaften führen, so dass die Obergrenze der mittleren Abkühlgeschwindigkeit auf maximal 20 °C/s gesetzt werden kann.
  • Es kann somit ein Beschichten des kaltgewalzten Stahlflachprodukts ein- oder beidseitig mit einem zinkbasierten Überzug mittels Schmelztauchen erfolgen.
  • Das geglühte Stahlflachprodukt kann somit mit einem zinkbasierten Überzug durch das Eintauchen in ein Schmelzbad beschichtet werden. Die Badeintrittstemperatur des geglühten Stahlflachprodukts kann dabei mindestens um 10 °C niedriger und höchstens um 20 °C höher als die Schmelzbadtemperatur sein, um verhindern zu können, dass sich die Schmelzbadtemperatur durch den Eintrag des geglühten Stahlflachprodukts wesentlich verändert. Die Einstellung der Badeintrittstemperatur kann im Rahmen der Abkühlung insbesondere in der dritten Stufe durch entsprechende Temperierung des geglühten Stahlflachprodukts vorgenommen werden.
  • An die Zusammensetzung des zinkbasierten Überzugs und damit einhergehend des Schmelzenbads, welches das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei seinem Schmelztauchbeschichten durchläuft, werden keine besonderen Anforderungen gestellt. So besteht der Korrosionsschutzüberzug bzw. das Schmelzenbad in seinem Hauptanteil aus Zink (Zn) und kann im Übrigen in konventioneller Weise zusammengesetzt sein. Dementsprechend kann der Überzug bzw. das Schmelzenbad neben Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen bis zu 20 Gew.-% Fe, bis zu 10 Gew.-% Mg und bis zu 10 Gew.-% Al enthalten. Typischerweise sind dabei, soweit jeweils vorhanden, mindestens 0,1 Gew.-% Fe, mindestens 1 Gew.-% Mg und/oder mindestens 1 Gew.-% Al vorgesehen, um optimale Gebrauchseigenschaften des Korrosionsschutzes erreichen zu können, welche beispielsweise als ZM-Überzüge bekannt sind. Es lassen sich auch alternativ beispielsweise konventionelle Z-Überzüge aufbringen.
  • Nach dem Glühen beispielsweise in einer mehrstufigen Glühanlage im Coil-to-Coil-Prozess kann das geglühte Stahlflachprodukt anschließend alternativ in einer elektrolytischen Beschichtungsanlage mit einem zinkbasierten Überzug elektrolytisch beschichtet werden, welche beispielsweise als ZE-Überzüge bekannt sind.
  • Nach dem Glühen beispielsweise in einer mehrstufigen Glühanlage im Coil-to-Coil-Prozess, kann das geglühte Stahlflachprodukt gemäß einer alternativen Ausführungsform, ohne einen zinkbasierten Überzug aufzubringen, als unbeschichtetes Stahlflachprodukt weiteren Prozessen zugeführt werden.
  • Gemäß einer Ausführungsform kann das beschichtete Stahlflachprodukt auf eine Temperatur bis zu 580 °C erwärmt und dadurch zugelassen werden, dass sich der zinkbasierte Überzug mit Eisen aus dem Stahlflachprodukt durch Diffusion anreichert („Galvannealing“). Die Dauer kann zwischen 5 und 300 s, insbesondere zwischen 5 und 100 s betragen, beispielsweise bei Z-Überzügen nach der Wärmebehandlung auch als ZF-Überzüge bekannt.
  • Entweder unmittelbar nach dem Austritt aus dem Schmelztauchen oder im Anschluss an das zusätzliche optionale Galvannealing kann das so erhaltene beschichtete Stahlflachprodukt bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von 0,5 bis 20 °C/s auf eine Temperatur von weniger als 100 °C abgekühlt werden.
  • Optional kann ein Haspeln des beschichteten Stahlflachprodukts zu einem Coil erfolgen.
  • Die „mittlere“ Aufheiz- oder Abkühlgeschwindigkeit ist so zu verstehen, dass diese der Differenz zwischen einer Ausgangstemperatur (Ist-Temperatur) und einer Zieltemperatur (SollTemperatur) in Relation für die benötigte Dauer zwischen Ausgangstemperatur und Erreichen der Zieltemperatur gebracht wird. In der Regel sind die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeit keine konstante Größe.
  • Das so erhaltene Stahlflachprodukt, welches vorzugsweise mittels Schmelztauchbeschichten mit einem zinkbasierten Überzug beschichtet worden ist, kann optional noch einem konventionellen Dressieren unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit zu optimieren. Der dabei eingestellte Dressiergrad beträgt mindestens 0,1 % und maximal 1,5 %, wobei ein Dressiergrad von mindestens 0,3 % als besonders bevorzugt eingestellt wird. Bei einem Dressiergrad von mehr als 1,5 % würden sowohl die mechanischen Eigenschaften (insbesondere die Streckgrenze und Bruchdehnung) als auch das Lochaufweitungsverhältnis negativ beeinflusst werden.
  • Die Legierungselemente der Schmelze respektive des Stahls (Stahlflachprodukts) sind wie folgt angegeben:
    • Kohlenstoff (C) trägt zur Festigkeit bei und hat Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften des Stahls. Zur Einhaltung einer moderaten Zugfestigkeit Rm und einem hohen Lochaufweitungsverhältnis λ muss der Gehalt an C im Bereich zwischen 0,0150 und 0,0450 Gew.-%, insbesondere zwischen 0,0180 und 0,0420 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 0,020 und 0,040 Gew.-%, liegen.
  • Silizium (Si) verhindert die Bildung von Perlit, welche für die Duktilität und das Umformverhalten des Materials schädlich ist. Der Kohlenstoff C, der ansonsten im Form von Perlit abgebunden wird, führt stattdessen zur Bildung von C-reichen Phasen. Dadurch wirkt sich das Legieren mit Si auf indirekter Weise auf die mechanischen Eigenschaften aus. Insbesondere kann sich das Zulegieren mit Si positiv auf die Bruchdehnung A80 auswirken. Um diese Wirkung zu erzielen, ist ein Gehalt von mindestens 0,050 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,060 Gew.- %, vorzugsweise mindestens 0,070 Gew.-% erforderlich. Ein zu hoher Gehalt an Si führt zu einer übermäßigen Bildung von Restaustenit, welcher sich negativ auf das Lochaufweitungsverhältnis λ auswirkt. Ferner ist ein zu hoher Si-Gehalt für die Oberflächenqualität von schmelztauchbeschichteten Stählen schädlich. Aus diesen Gründen wird die Obergrenze des Si-Gehalts auf maximal 0,150 Gew.-%, insbesondere maximal 0,140 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,120 Gew.-% beschränkt.
  • Mangan (Mn) ist ein wesentliches Legierungselement, welche über die Banddicke in Zeilen inhomogen verteilt ist. Mn wirkt sehr stark auf die Löslichkeit von C in Fe und daher auf das lokale Umwandlungsverhalten des Gefüges. Infolgedessen hat ein Mn-Gehalt einen beherrschenden Einfluss auf die Entstehung der C-reichen Gefügebestandteile während des Glühens und folglich die mechanischen Eigenschaften und das Lochaufweitungsverhältnis λ des geglühten Materials. Es hat sich herausgestellt, dass ein Mn-Gehalt im Bereich zwischen 1,250 und 1,80 Gew.-%, insbesondere zwischen 1,30 und 1,70 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 1,350 und 1,650 Gew.-%, zu einer optimalen Kombination aus mechanischen Eigenschaften und Lochaufweitungsverhältnis λ führt.
  • Phosphor (P) zählt im weitesten Sinne zu einer Verunreinigung, welcher durch Eisenerz mit in den Stahl eingeschleppt wird und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden kann, somit durchaus mit > 0 Gew.-% vorliegen kann. Der Gehalt sollte so gering wie möglich eingestellt werden, wobei der Gehalt für eine prozesssichere Schweißbarkeit bei maximal 0,030 Gew.-%, insbesondere maximal 0,020 Gew.-% liegen sollte.
  • Schwefel (S) zählt im weitesten Sinne ebenfalls zu einer Verunreinigung und muss daher auf einen Gehalt von maximal 0,010 Gew.-% eingestellt werden, um eine starke Neigung zur Seigerung und negative Beeinflussung der Umformbarkeit respektive Duktilität in Folge von übermäßiger Bildung von Sulfiden (FeS; MnS; (Mn, Fe)S) zu vermeiden, insbesondere maximal 0,0070 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,0040 Gew.-%. In der Regel kann Calcium zur Entschwefelung und Einstellung der S-Gehalts in Abhängigkeit von Ca-Gehalt zulegiert werden. Der Schwefelgehalt kann durchaus mit > 0 Gew.-% vorliegen.
  • Stickstoff (N) zählt ebenfalls zur herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigung. Sofern N mit > 0 Gew.-% vorhanden ist, bilden Ti, Nb und/oder V bei gleichzeitiger Anwesenheit von C vorzugsweise mit N Nitride bzw. Karbonitride. Deswegen ist in der Praxis unter den dort technisch und wirtschaftlich darstellbaren Bedingungen die Aufnahme von N in den Ausscheidungen unvermeidbar. Grundsätzlich sind aber möglichst geringe Gehalte anzustreben, da N-dominierte Karbonitride oft sehr grob und eckig sind, weshalb sie nicht zur Verfestigung beitragen, sondern als Rissinitiatoren wirken. Um die Bildung von N-dominierten Karbonitriden zu vermeiden, ist der Gehalt auf maximal 0,020 Gew.-%, insbesondere maximal 0,0080 Gew.-% zu beschränken.
  • Optional können mindestens eines oder mehrere der folgenden Legierungselemente aus der Gruppe (Al, Cr, Cu, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B) mit folgenden Gehalten vorhanden sein bzw. zulegiert werden.
  • Aluminium (Al) kann bis 0,50 Gew.-%, insbesondere bis 0,450 Gew.-%, vorzugsweise bis 0,40 Gew.-% vorhanden sein. Al kann mit mindestens 0,10 Gew.-%, insbesondere mit mindestens 0,150 Gew.-% zulegiert werden, wenn positiv Einfluss auf das Lochaufweitungsverhältnis λ genommen werden soll.
  • Chrom (Cr) kann bis 0,60 Gew.-% vorhanden sein. Cr kann mit mindestens 0,20 Gew.-%, insbesondere mit mindestens 0,250 Gew.-%, vorzugsweise mit mindestens 0,30 Gew.-% zulegiert werden, wenn positiv Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften genommen werden soll. Für das optionale Zulegieren von Chrom kann neben dem reinen Chrom-Metall auch alternativ der bekannte und kostengünstigere Ferrochrom affine mit beispielsweise ca. 55 - 75 Gew.-% Cr, ca. 0,5 - 2,0 Gew.-% C und < 1,5 Gew.-% Si oder Ferrochrom carbure mit beispielsweise ca. 45 - 70 Gew.-% Cr, ca. 4 - 10 Gew.-% C und < 5 Gew.-% Si verwendet werden, insbesondere im Umfang der hier zugrundeliegenden Legierungsvorschrift, vorzugsweise mit Blick auf den geforderten niedrigen Kohlenstoffgehalt.
  • Kupfer (Cu) kann bis 0,10 Gew.-% vorhanden sein. Bei Bedarf kann Cu insbesondere mit > 0 Gew.-% vorhanden sein.
  • Molybdän (Mo) kann bis 0,10 Gew.-% vorhanden sein. Bei Bedarf kann Mo insbesondere mit > 0 Gew.-% vorhanden sein.
  • Nickel (Ni) kann bis 0,10 Gew.-% vorhanden sein. Bei Bedarf kann Cu insbesondere mit > 0 Gew.-% vorhanden sein.
  • Niob (Nb), Titan (Ti) und Vanadium (V) gelten als Mikrolegierungselemente und scheiden sich in Form von Karbiden aus. Sie können bei Bedarf einzeln oder in Summe mit mindestens 0,0010 Gew.-% zulegiert werden. Ihre höchstzulässigen Gehalte liegen bei Nb bei maximal 0,060 Gew. %, bei Ti bei maximal 0,020 Gew.-%, und bei V bei maximal 0,010 Gew. %.
  • Bor (B) kann bis 0,0025 Gew.-% vorhanden sein. Bei Bedarf kann B insbesondere mit > 0 Gew.-% vorhanden sein.
  • Alle anderen hier nicht explizit angeführten denkbaren Legierungselemente sind den herstellungstechnisch unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen, die als Bestandteile des Ausgangsmaterials, aus dem der Stahl erzeugt wird, oder prozessbedingt bei dem Stahlerschmelzen und Verarbeiten in den Stahl gelangen können. Zu den Verunreinigungen zählen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (Sn, Ca, Zr, Pb, As, O, H, Co) und mit Gehalten vorhanden sein können, die so gering zu halten sind, dass sie keine technische Wirkung in Bezug auf die Eigenschaften des Stahls haben.
  • Zinn (Sn), Zirkon (Zr), Blei (Pb), Arsen (As), Kobalt (Co) werden im zugrundeliegenden Stahl nicht als Legierungselemente benötigt und zählen im Fall, dass sie dennoch nachweisbar sind, zu den unvermeidbaren Verunreinigungen. Dementsprechend ist: der Sn-Gehalt auf maximal 0,030 Gew.-%; der Zr-Gehalt auf maximal 0,0010 Gew.-%; der Pb-Gehalt auf maximal 0,0010 Gew.-%; der As-Gehalt auf maximal 0,030 Gew.-%; der Co-Gehalt auf maximal 0,010 Gew.-% beschränkt.
  • Kalzium (Ca) wird bei der Stahlerzeugung üblicherweise der Schmelze sowohl zur Desoxidation und Entschwefelung als auch zur Verbesserung der Gießbarkeit hinzugegeben. Ein zu hoher Gehalt kann zur Bildung von unerwünschten Einschlüssen führen, welche sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften und die Walzbarkeit auswirken. Daher ist die Obergrenze auf maximal 0,0030 % beschränkt. Bei Bedarf kann Ca insbesondere mit > 0 Gew.-% vorhanden sein.
  • Wasserstoff (H) ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Der Gehalt sollte daher so gering wie möglich sein, in jedem Fall maximal 0,010 %, insbesondere maximal 0,0050 %, vorzugsweise maximal 0,0010 %.
  • Sauerstoff (O) ist ebenso unerwünscht in der Schmelze respektive im Stahl, da sich eine Oxidbelegung sowohl auf die mechanischen Eigenschaften als auch auf die Gieß- und Walzbarkeit negativ auswirken würde. Der höchstens zulässige Gehalt ist daher auf maximal 0,010 %, insbesondere maximal 0,0030 % festgesetzt.
  • Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Beschreibung angegebenen Legierungselemente sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle Gehalte sind daher als Angaben in Gew.-% zu verstehen.
  • Gemäß einer Ausführungsform wird das Konditionieren des flüssigen Rohstahls oder Roheisens derart durchgeführt, dass sich in der Stahlschmelze nach dem Konditionieren ein Kohlenstoffgehalt C <= 0,0150 Gew.-% in der Schmelze einstellt. Das Konditionieren kann in einem LD-Konverter durchgeführt werden oder in anderen metallurgischen Gefäßen, in welchen Sauerstoff zugeführt wird, welches auch als „Frischen“ bezeichnet wird, dass die Schmelze entkohlt wird, bis sich ein Zielkohlenstoffgehalt einstellt. Der Kohlenstoffgehalt kann auch in optionalen sekundarmetallurgischen Prozessen, wie zum Beispiel in einer Vakuumbehandlung, weiter gesenkt werden. Einen weiteren optionalen sekundärmetallurgischen Prozess kann alternativ oder zusätzlich zur Vakuumbehandlung die Behandlung der gefrischten Schmelze in einem Pfannenofen erfolgen, in welchem insbesondere die genaue Gießtemperatur eingestellt wird und/oder das Einstellen der gewünschten Analyse durch Legieren erfolgt und/oder die vergießfähige Stahlschmelze durch Spülen mit einem inerten Gas homogenisiert wird und/oder die vergießfähige Stahlschmelze durch Zugabe von Aluminium und/oder Kalzium desoxidiert wird. Nach dem Konditionieren bzw. vor und/oder während des Vergießens liegt der Kohlenstoffgehalt mit C <= 0,0150 Gew.-%, insbesondere mit C <= 0,010 Gew.-% in der Schmelze vor. Das Erzielen von 0 Gew.-% Kohlenstoff ist nur mit erheblichem technischen Aufwand möglich, was zu Lasten der Wirtschaftlichkeit geht, so dass der Kohlenstoffgehalt nach dem Frischen und/oder Konditionieren konventionell > 0 Gew.-% ist.
  • Bevorzugt wird zugelassen, dass sich die Schmelze in der Zeit nach dem Frischen und vor und/oder während des Vergießens mit einem Kohlenstoffgehalt zwischen 0,0050 und 0,0250 Gew.-% anreichert. Im Zuge des Transports und/oder beim Umfüllen und/oder beim Behandeln der gefrischten Schmelze kann nicht immer vollständig ausgeschlossen werden, dass kohlenstoffhaltige Rückstände und/oder Anhaftungen in den entsprechenden Transport- und/oder Umfüll- und/oder Behandlungsmittel zu einem Anreichern des Kohlenstoffgehalts der gefrischten Schmelze führen oder führen kann und dadurch die Zielgröße des Kohlenstoffs, insbesondere bei einem sehr eng einzustellenden Kohlenstofffenster in der vergießfähigen Stahlschmelze nicht eingehalten werden kann.
  • Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand dreier Ausführungsbeispiele im Labormaßstab näher erläutert.
  • Als erstes Ausführungsbeispiel (Vergleichsbeispiel A) wurde über die Hochofenroute Roheisen erzeugt und abgestochen, das Roheisen mit einem Kohlenstoffgehalt von ca. 4,7 Gew.-% in einem Konverter gefrischt, wobei nach dem Frischen der Kohlenstoffgehalt C > 0,045 Gew.-% betrug und die gefrischte Schmelze unter Vakuum von störenden Bestandteilen wie Wasserstoff, welcher das zu erzeugende Stahlflachprodukt spröde machen würde, reduziert bzw. befreit wurde. Durch die Vakuumbehandlung konnte der Kohlenstoffanteil in der Schmelze um ca. 0,02 Gew.-% reduziert werden. Die Schmelze wurde in einen Pfannenofen überführt, in welchem die Schmelze auf die erforderliche Vergießtemperatur gebracht und mit Legierungselementen legiert wurde, wobei die Legierungselemente derart abgestimmt waren, dass sie geeignet waren, ein Stahlflachprodukt der Güte „DP500“ zu erzeugen (siehe Broschüre „Produktinformation DP-W und DP-K“, herausgegeben von der thyssenkrupp Steel Europe AG, Duisburg, Deutschland, Stand Februar 2018). In einer Stranggießanlage wurde die Stahlschmelze zu einem Vorprodukt in Form einer Bramme vergossen (und abgeteilt). Die Bramme wurde in einem Ofen auf die erforderliche Walztemperatur gebracht und danach zu einem Warmband mit 2,5 mm Dicke warmgewalzt. Das Warmband wurde gebeizt und anschließend zu einem Kaltband mit 0,6 mm Dicke kaltgewalzt. Abschließend wurde standardgemäß ein zinkbasierter Überzug mittels Schmelztauchen aufgebracht. Aus dem beschichteten kaltgewalzten Stahlflachprodukt wurden mehrere Proben entnommen (Proben 1). Beim Vorprodukt wurde vor bzw. während des Vergießens und somit am Stahlflachprodukt eine Zunahme des Kohlenstoffgehalts von ca. 0,025 Gew.-% ermittelt.
  • In einem zweiten Ausführungsbeispiel (Vergleichsbeispiel B) sollte das Zielfester des Kohlenstoffgehalts zwischen 0,020 und 0,040 Gew.-% im zu erzeugenden Stahlflachprodukt betragen. Roheisen wurde wie im ersten Ausführungsbeispiel mit dem gleichen Kohlenstoffgehalt über die Hochofenroute bereitgestellt. Nach dem Frischen betrug der Kohlenstoffgehalt ca. C = 0,030 Gew.-% und die gefrischte Schmelze unter Vakuum von störenden Bestandteilen wie Wasserstoff, welcher das zu erzeugende Stahlflachprodukt spröde machen würde, reduziert bzw. befreit wurde. Durch die Vakuumbehandlung konnte der Kohlenstoffanteil in der Schmelze um ca. 0,01 Gew.-% reduziert werden. Die Schmelze wurde in einen Pfannenofen überführt, in welchem die Schmelze auf die erforderliche Vergießtemperatur gebracht und mit Legierungselementen legiert wurde, wobei die Legierungselemente derart abgestimmt waren, dass sie geeignet waren, ein Stahlflachprodukt der Güte „DP“ mit einer Zugfestigkeit von ca. 450 MPa zu erzeugen. In einer Stranggießanlage wurde die Stahlschmelze zu einem Vorprodukt in Form einer Bramme vergossen (und abgeteilt). Die Bramme wurde in einem Ofen auf die erforderliche Walztemperatur gebracht und danach zu einem Warmband mit 2,5 mm Dicke warmgewalzt. Das Warmband wurde gebeizt und anschließend zu einem Kaltband mit 0,6 mm Dicke kaltgewalzt. Abschließend wurde standardgemäß ein zinkbasierter Überzug mittels Schmelztauchen aufgebracht. Aus dem beschichteten kaltgewalzten Stahlflachprodukt wurden mehrere Proben entnommen (Proben 2). Vor bzw. während des Vergießens und somit am Stahlflachprodukt konnte eine Zunahme des Kohlenstoffgehalts von ca. 0,018 Gew.-% ermittelt werden. Das Zielfenster des Kohlenstoffgehalts wurde somit um 0,003 Gew.-% überschritten.
  • Im Labormaßstab wurde aus Eisenschwamm mit einem Metallgehalt > 85 % und weiteren Zuschlagstoffen, wie Kohlenstoffträger und Schlackenbildner, Roheisen in einem elektrisch betriebenen Schmelzofen erschmolzen, hier in einem SAF und einer reduzierenden Ofenatmosphäre innerhalb des SAF's. Das Roheisen hatte einen Kohlenstoffgehalt von ca. 3,8 Gew.-%. Das Roheisen wurde in drei Schmelzen aufgeteilt. Im Labor wurden die einzelnen Prozessschritte nah an den Standardprozessen geführt, um ein Ergebnis zu erzielen, welches im Wesentlichen der Praxis entspricht und somit auch vergleichbar ist. Das „Frischen“ wurde für alle Schmelzen analog mit den Parametern der Vergleichsbeispiele A und B betrieben und es konnte ein Kohlenstoffgehalt C < 0,015 Gew.-% eingestellt werden. Auf eine Vakuumbehandlung wurde verzichtet und die gefrischten Schmelzen wurden in einem Pfannenofen mit unterschiedlichen Legierungselementen (Erfindung C bis E) zulegiert und auf das Vergießen vorbereitet, so dass ein Vorprodukt gegossen werden konnte, welches folgende Zusammensetzung in Gew.-% aufwies: C: 0,020 bis 0,040 %, Si: 0,070 bis 0,120 %, Mn: 1,350 bis 1,650 %, P: >0 bis 0,020 %, S: 0> bis 0,0040 %, N: 0> bis 0,0080 %, wobei optional mindestens eines oder mehrere der folgenden Legierungselemente aus der Gruppe (Al, Cr, Cu, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B) mit folgenden Gehalten vorhanden sein können mit Al: 0,10 bis 0,40 %, Cr: 0,30 bis 0,60 %, Cu: bis 0,10 %, Mo: bis 0,10 %, Ni: bis 0,10 %, Nb: bis 0,060 %, Ti: 0,0010 bis 0,020 %, V: bis 0,010 %, B: >0 bis 0,0025 %, wobei zu den Verunreinigungen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (Sn, Ca, Zr, Pb, As, H, O, Co) zählen und mit folgenden Gehalten vorhanden sein können mit Sn: bis 0,030 %, Ca: >0 bis 0,0010 %, Zr: bis 0,0010 %, Pb: bis 0,0010 %, As: bis 0,030 %, H: bis 0,010 %, O: bis 0,010 %, Co: bis 0,010 %.
  • Die Zusammensetzungen der Erfindung C bis E sind in ppm (1 ppm = 0,0001 Gew.-%) in der folgenden Tabelle 1 aufgeführt.
    Figure DE102022104228A1_0001
  • Wie in Tabelle 1 zu erkennen ist, sind nach dem Frischen die Kohlenstoffgehalte ohne aktive Kohlenstoffzugabe, sondern lediglich durch kohlenstoffhaltige Rückstände und/oder Anhaftungen durch die Maßnahmen nach dem Frischen und vor dem Vergießen in den Schmelzen C bis E angestiegen. Dadurch wird zugelassen, dass sich die Schmelze mit einem Kohlenstoffgehalt von bis zu 0,0250 Gew.-% anreichert.
  • Die vergossenen Vorprodukte in Form von Dünnbrammen mit jeweils einer Dicke von ca. 40 mm von aus den Stahlschmelzen C bis E wurden alle in einem Ofen auf eine Temperatur von 1250°C erwärmt und für 30 min bei dieser gehalten. Anschließend erfolgte ein Warmwalzen der Brammen jeweils zu einem 2,5 mm Warmband mit einer Warmwalzendtemperatur zwischen 860 und 900°C. Die Warmbänder wurden auf eine Haspeltemperatur zwischen 570 und 610°C abgekühlt und gehaspelt. Vor dem Schritt des Kaltwalzens erfolgte ein standardmäßiges Beizen der Oberflächen der Wärmbänder um Zunder zu entfernen. Anschließend wurden die gebeizten Warmbänder zu Kaltbändern mit einer Dicke von jeweils 0,6 mm kaltgewalzt. In einer Schmelztauchbeschichtungsanlage mit einer integrierten vorgeschalteten Glühlinie wurden die Kaltbänder im kontinuierlichen Durchlauf auf eine Glühtemperatur zwischen 770 und 810°C mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit zwischen 5 und 8 °C/s erwärmt und bei dieser für ca. 60 s geglüht, anschließend auf eine Temperatur zwischen 470 und 510°C mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 9 und 14 °C/s abgekühlt und mit dieser Temperatur (Badeintrittstemperatur) durch ein zinkbasiertes Schmelzenbad hindurchgeführt. Aus dem beschichteten kaltgewalzten Stahlflachprodukt wurden mehrere Proben entnommen (Proben 3 (aus Schmelze C) bis 5 (aus Schmelze E)). Ein Teil der unterschiedlichen Proben wurde auch noch in einer weiteren Wärmebehandlung auf eine Temperatur von 550 °C und für eine Zeitdauer von ca. 10 s erwärmt und dadurch zugelassen, dass sich der zinkbasierte Überzug mit Eisen aus den Proben durch Diffusion anreichert (Proben 6 (aus Proben 3) bis 8 (aus Proben 5)). Die wärmebehandelten Proben wurden nach dem „Galvannealing“ mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 10 bis 15 °C/s auf Raumtemperatur abgekühlt.
  • Alle Proben wurden im Labor abschließend mit einem Dressiergrad zwischen 0,5 und 1,5 % dressiert.
  • In der Tabelle 2 sind die Eigenschaften der untersuchten Proben als gemessene min.-max.-Werte aufgeführt. Die Werte wurden anhand der eingangs zitierten Normen bestimmt. Das Gefüge der Proben bestand bei allen im Wesentlichen aus ferritischen und martensitischen Phasen.
    Proben RP0,2 [MPa] Rm [MPa] A80 [%] n4-6 n10-20/Ag BH2 [MPa] λ [%]
    1 320 - 360 500 - 540 22 - 26 0,18 - 0,21 0,14 - 0,17 > 25 31 - 48
    2 260 - 290 440 - 470 28 - 36 0,20 - 0,24 0,17 - 0,21 > 25 39 - 57
    3 255 - 275 450 - 470 29 - 33 0,21 - 0,24 0,18 - 0,20 40 - 50 43 - 55
    4 260 - 280 470 - 490 30 - 34 0,19 - 0,23 0,17 - 0,20 42 - 50 41 - 54
    5 280 - 310 490 - 510 27 - 32 0,19 - 0,22 0,17 - 0,19 35 - 41 33 - 50
    6 270 - 300 455 - 480 30 - 34 0,21 - 0,24 0,17 - 0,20 41 - 49 40 - 57
    7 280 - 310 480 - 510 31 - 34 0,19 - 0,23 0,17 - 0,18 40 - 48 36 - 54
    8 290 - 320 500 - 520 27 - 31 0,19 - 0,22 0,15 - 0,18 33 - 37 33 - 46
  • Durch die erfindungsgemäße Ausführung wird ein wirtschaftliches Verfahren zum Herstellen von kohlenstoffarmen, kaltgewalzten und beschichteten Stahlflachprodukten bereitgestellt, mit welchem weniger Kohlenstoffdioxid im Vergleich zur Hochofenroute ausgestoßen werden kann und mit vergleichbaren Parametern in den Stufen „Frischen“ bzw. „Konditionieren“ ein gewünschtes enges Zielfenster des Kohlenstoffgehalts eingestellt werden kann.
  • Generell lassen sich mit den oben aufgeführten Legierungselementen und in Verbindung mit den einzelnen Prozessschritten beschichtete Kaltbänder herstellen, die folgende Eigenschaften aufweisen: Dehngrenze Rp0,2 zwischen 250 und 330 MPa, insbesondere zwischen 250 und 320 MPa, vorzugsweise zwischen 250 und 310 MPa; Zugfestigkeit Rm zwischen 440 und 550 MPa, insbesondere zwischen 440 und 550 MPa, vorzugsweise zwischen 440 und 510 MPa; Bruchdehnung A80 > 20 %, insbesondere > 25 %; Verfestigungsexponent n4-6 > 0,17, insbesondere > 0,19; Verfestigungsexponent n10-20/Ag > 0,13, insbesondere > 0,15; Bake-Hardening BH2 > 25 MPa, insbesondere > 30 MPa. Des Weiteren ist auch ein Lochaufweitungsverhältnis λ > 25 %, insbesondere > 30 % zu erzielen.
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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  • Zitierte Patentliteratur
    • EP 1972698 B1 [0005]
    • EP 2169091 B1 [0005]
  • Zitierte Nicht-Patentliteratur
    • ISO 16630:2017 [0003]

Claims (14)

  1. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes umfassend die Schritte: - Erzeugen von flüssigem Rohstahl oder Roheisen in einem elektrisch betriebenen Schmelzofen; - Konditionieren des flüssigen Rohstahls oder Roheisens zu einer vergießfähigen Stahlschmelze; - Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus C: 0,015 bis 0,0450 %, Si: 0,050 bis 0,150 %, Mn: 1,250 bis 1,80 %, P: bis 0,030 %, S: bis 0,010 %, N: bis 0,020 %, wobei optional mindestens eines oder mehrere der folgenden Legierungselemente aus der Gruppe (Al, Cr, Cu, Mo, Ni, Nb, Ti, V, B) mit folgenden Gehalten vorhanden sein können Al: bis 0,50 %, Cr: bis 0,60 %, Cu: bis 0,10 %, Mo: bis 0,10 %, Ni: bis 0,10 %, Nb: bis 0,060 %, Ti: bis 0,020 %, V: bis 0,010 %, B: bis 0,0025 %, wobei zu den Verunreinigungen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (Sn, Ca, Zr, Pb, As, H, O, Co) zählen und mit folgenden Gehalten vorhanden sein können Sn: bis 0,030 %, Ca: bis 0,0030 %, Zr: bis 0,0010 %, Pb: bis 0,0010 %, As: bis 0,030 %, H: bis 0,010 %, O: bis 0,010 %, Co: bis 0,010 %, - Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt; - Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei nach dem Vergießen des Vorprodukts ein Erwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vorprodukts bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1350 °C durchgeführt wird.
  3. Verfahren nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei das Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mit einer Warmwalzendtemperatur zwischen 850 und 980 °C durchgeführt wird.
  4. Verfahren nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei ein Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Temperatur zwischen 510 und 680 °C durchgeführt wird.
  5. Verfahren nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei nach dem Kaltwalzen ein Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur zwischen 730 und 880 °C für eine Dauer zwischen 10 und 300 s zu einem geglühten Stahlflachprodukt durchgeführt wird.
  6. Verfahren nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei ein Beschichten des geglühten Stahlflachprodukts ein- oder beidseitig mit einem zinkbasierten Überzug zu einem beschichteten Stahlflachprodukt durchgeführt wird.
  7. Verfahren nach Anspruch 6, wobei nach dem Glühen ein Schmelztauchbeschichten im kontinuierlichen Durchlauf durchgeführt wird.
  8. Verfahren nach Anspruch 7, wobei ein Abkühlen des erhaltenen geglühten Stahlflachprodukts vor dem Schmelztauchbeschichten auf eine Temperatur zwischen 450 und 520 °C durchgeführt wird.
  9. Verfahren nach Anspruch 6, wobei nach dem Glühen das geglühte Stahlflachprodukt in einer elektrolytischen Beschichtungsanlage mit einem zinkbasierten Überzug beschichtet wird.
  10. Verfahren nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei das warmgewalzte Stahlflachprodukt vor dem Kaltwalzen gebeizt wird.
  11. Verfahren nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei das Konditionieren des flüssigen Rohstahls oder Roheisens derart durchgeführt wird, dass sich in der Stahlschmelze nach dem Konditionieren ein Kohlenstoffgehalt C <= 0,0150 Gew.-% in der Schmelze einstellt.
  12. Verfahren nach Anspruch 11, wobei zugelassen wird, dass sich die Schmelze in der Zeit nach dem Frischen und vor und/oder während des Vergießens mit einem Kohlenstoffgehalt zwischen 0,0050 und 0,0250 Gew.-% anreichert.
  13. Verfahren nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei zur Erzeugung des flüssigen Roheisens oder Rohstahls neben Eisenschwamm auch optional eisenbasierter Schrott und/oder optional weitere Zuschlagstoffe in den elektrisch betriebenen Schmelzofen chargiert werden.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 9, wobei das beschichtete Stahlflachprodukt auf eine Temperatur bis zu 580 °C erwärmt und dadurch zugelassen wird, dass sich der zinkbasierte Überzug mit Eisen aus dem Stahlflachprodukt durch Diffusion anreichert.
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