DE19605696C2

DE19605696C2 - Ferritischer Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung

Info

Publication number: DE19605696C2
Application number: DE19605696A
Authority: DE
Inventors: Bertram Ehrhardt; Thomas Heidelauf; Thomas Wilhelm Schaumann
Original assignee: Thyssen Stahl AG
Current assignee: Thyssen Stahl AG
Priority date: 1995-06-16
Filing date: 1996-02-16
Publication date: 1999-01-07
Anticipated expiration: 2016-02-17
Also published as: ZA965114B; DE19605697A1; DE19605697C2; DE19605696A1; ZA965112B

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahls mit überwiegend polygonal-ferritischem Gefüge und einer oder mehreren kohlenstoffangereicherten Zweitphasen sowie eine bevorzugte Verwendung dieses Stahls. Der Stahl soll hohe Festigkeit und gute Umformbarkeit sowie verbesser te Oberflächenqualität nach einer Warmverformung in der letzten Erzeugungsstufe besitzen.

Bekannt sind Dualphasenstähle, die ein Gefüge, z. B. aus bis zu 80 VoL.-% aus polygonalem relativ weichen Ferrit und Rest aus kohlenstoffreichem Martensit haben. Die in kleinerer Menge vorliegende kohlenstoffreiche zweite Phase ist inselförmig in der voreutektoiden ferritischen Phase eingelagert. Ein derartiger Stahl hat gute mechanische Eigenschaften und günstige Kaltumformbarkeit.

Bekannte Stähle mit überwiegend polygonalem Ferrit im Gefüge sowie darin eingelagertem Martensit bestehen aus (in Masse-%) 0,03 bis 0,12% C, bis 0,8% Si und 0,8 bis 1,7% Mn (DE 29 24 340 C2) oder 0,02 bis 0,2% C, 0,05 bis 2,0% Si, 0,5 bis 2% Mn, 0,3 bis 1,5% Cr sowie bis 1% Cu, Ni und Mo (EP 0 072 867 B1). Beide Stähle sind aluminiumberuhigt und enthalten lösliche Restgehalte von weniger als 0,1% Al. Silizium in diesen Stählen fördert die Ferritumwandlung. In Kombination mit Mangan und gegebenenfalls Chrom wird die Perlit bildung unterdrückt. Dadurch wird die ausreichende Anreicherung von Kohlenstoff in der zweiten Phase sichergestellt und die Bildung von polygonalem Ferrit im überwiegenden Verhältnis zur zweiten Phase erreicht. Diese bekannten Legierungen haben jedoch den Nachteil, daß sich beim Warmwalzen eine inhomogene Ober flächenstruktur ausbildet, die durch Zungen von rotem Zunder sichtbar wird. Nach dem Beizen verbleiben Unebenheiten auf der Oberfläche. Für viele Anwendungsfälle ist derartiges Material nicht verkaufsfähig. Bisher ist es nicht gelungen, die Oberflächenqualität dieser warmgewalzten Stähle zu verbessern. Im übrigen besteht ein Bedarf nach Stählen, die sowohl hohe Festigkeit als auch gutes Kaltumformungsvermögen aufweisen. Diese Anforderungen können durch das Produkt aus Zugfestigkeit und Dehnung Rm . A5 charakterisiert werden. Dieses sollte über 16.000 N/mm².% sowohl in Walzlängs- als auch in Querrichtung liegen.

Daraus leitet sich die Aufgabe ab, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahls mit überwiegend polygonalem ferritischen Gefüge zu entwic keln, der das hervorragende Spektrum der mechanischen Eigenschaften bekannter Stähle zumindestens in gleicher Größe aufweist, mit Zugfestigkeitswerten Rm < 500 N/mm² und Dehnungswerten A5 < 16000/Rm in % ebenso gut kaltumformbar ist wie die bekannten Stähle, jedoch nach der Erzeugung durch Warmumformung in der letzten Erzeugnisstufe eine bessere Oberflächenstruktur aufweist als die bekannten Stähle.

Zur Lösung dieser Aufgabe wird ein Verfahren zur Herstellung eines Stahls vorgeschlagen, der aus (in Masse -%)
0,05 bis 0,3% Kohlenstoff
0,8 bis 3,0% Mangan
0,4 bis 2,5% Aluminium
0,01 bis 0,2% Silizium
weniger als 0,08% Phosphor
weniger als 0,05% Schwefel
bis 0,05% Titan
bis 0,8% Chrom
bis 0,5% Molybdän
bis 0,8% Kupfer
bis 0,5% Nickel
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, besteht,
der bei einem Kohlenstoffäquivalent (C_äqu.) von größer als 0,1 bis 0,325 mit

C_äqu. = % C + 1/20% Mn + 1/20% Cr + 1/15% Mo

Aluminium in einer Menge von in Masse -% Al ≧ 7,6 . C_äqu. - 0,36 enthält und und der hohe Festigkeit, gute Kaltumformbarkeit und Oberflächenbeschaffenheit im warmgewalzten Zustand und gute Kaltwalzbarkeit aufweist und ein überwiegend aus voreutektoidem Ferrit und kleineren Anteilen an Martensit und/oder Bainit und/oder Restaustenit bestehendes Gefüge besitzt, der im Strang vergossen wird, mit einer Warmwalz-Anfangstemperatur von über 1000°C und mit einer Warmwalz-Endtemperatur (ET) im Bereich von

Ar3 - 50°C < ET < Ar3 + 100°C

warmgewalzt wird, anschließend von der Warmwalz- Endtemperatur (ET) mit einer Geschwindigkeit von 15 bis 70 K/s auf die Haspeltemperatur im Bereich unter 500°C abgekühlt und gehaspelt wird.

Die angestrebte Umwandlung zu Bainit oder Martensit in einer zuvor gebildeten Ferritmatrix bewirkt einen günstigen Eigenspannungszustand des Gefüges mit einem positiven Einfluß auf das Kaltumformvermögen. Gleichzeitig wird das Zugfestigkeitsniveau gegenüber einem ferritisch-perlitischen Gefüge, wie es in den be kannten warmgewalzten Baustählen (St 37 bis St 52) vorliegt, angehoben. Bei ähnlich guter Eignung wie bei den bekannten Baustählen für eine Direktverarbeitung zu geometrisch anspruchsvoll umgeformten Endprodukten, bietet die höhere Festigkeit die Möglichkeit zur Dickenreduktion und damit zur Gewichtseinsparung.

Ein solcher Stahl erreicht nicht nur das gute Festigkeitsniveau bekannter siliziumlegierter Dualphasenstähle sondern weist nach Abschluß der Warmumformung verbesserte Oberflächenqualität auf, wie sie z. B. für Rad scheiben von Kraftfahrzeugen gefordert wird, die durch Kaltumformung des warmgewalzten Stahls erzeugt werden.

Ein derartiger anstelle von Silizium mit Aluminium legierter Stahl erreicht eine Bruchdehnung A₅ < 34% bei einem Zugfestigkeitswert Rm = 500 N/mm² und eine Bruchdehnung A₅ < 24% bei einem Zugfestigkeitswert von 700 N/mm², d. h. das Produkt Rm . A5 liegt sicher über 16.000 N/mm² . % sowohl in Walzquerrichtung als auch in Walzlängsrichtung. Kennzeichen des erfindungsgemäß hergestellten Stahls ist der gegenüber bekannten Stählen mit 0,4-2,5% erheblich erhöhte Gehalt an Aluminium. Dafür wurde erfindungsgemäß der Gehalt an Silizium auf weniger als 0,2% begrenzt.

Bekannte Stähle dieses Typs hatten dagegen meist Siliziumgehalte über 1%. Die erfindungsgemäß mit Aluminium legierten Stähle weisen die erwünschte perlitfreie Zwei- oder Mehrphasen-Gefügestruktur auf und haben hervorragende Festigkeitseigenschaften. Vor allem ist die Oberflächenqualität des warmverformten Erzeugnisses wesentlich besser, als man dies von siliziumlegierten Stählen bisher kannte. Aluminium stellt bei einem Gehalt im Bereich von 0,4 bis 2,5% eine umfangreiche Bildung von globularem Ferrit sicher. Die Perlitbildung wird gegenüber siliziumlegierten Stählen stärker verzögert und kann bei Einhaltung der bean spruchten Verfahrensparameter sicher vermieden werden.

Der Kohlenstoffgehalt liegt mit 0,05 bis 0,3% in dem für gattungsgemäße Stähle üblichen Rahmen.

Mangan wird in einer Menge von 0,05 bis 0,3% zugegeben, um die Perlitbildung zu vermeiden und um neben Kohlenstoff den Austenit anzureichern. Mangan wirkt mischkristallverfestigend und hebt das Festigkeitsniveau. Die Gehalte an Kohlenstoff und Mangan sind unter den Aspekten der Perlitvermeidung und Wirkung auf die Ferritbildung innerhalb des durch das Kohlenstoffäquivalent gesteckten Rahmens austauschbar. Das Kohlen stoffäquivalent wird ermittelt zu:

C_äqu. = %C + 1/20% Mn + 1/20% Cr + 1/15% Mo

Höhere Kohlenstoffäquivalenzwerte als 0,1% bedingen höhere Aluminiumgehalte. Der Schnittpunkt des Koh lenstoffäquivalenzwertes und des dazu passenden Aluminiumwertes soll erfindungsgemäß in dem schraffierten Bereich in der Fig. 1 liegen, um unter großtechnischen Produktionsbedingungen einen Ferritanteil über 70% und Unterdrückung der Perlitbildung sicherzustellen. Der Kohlenstoffäquivalenzwert sollte zur Sicherstellung der Schweißeignung auf max. 0,325 begrenzt werden.

Ein Zusatz von Titan bis 0,05% sichert die Stickstoffabbindung und vermeidet die Ausbildung gestreckter Mangansulfide.

Chrom in einer Menge bis 0,8% kann zur Verbesserung der Martensitanlaßbeständigkeit und zur Vermeidung von Perlitbildung zugesetzt werden.

Molybdän vergrößert in einer Menge bis 0,5% die Spannbreite erfolgreicher Abkühlraten.

Kupfer und Nickel in einer Menge bis jeweils 0,5% können zur Absenkung der Umwandlungstemperatur und zur Vermeidung von Perlit beitragen.

Zur Beeinflussung der Einformung von Sulfiden ist eine Behandlung der Metallschmelze mit Kalzium-Silizium sinnvoll.

Die für die Warmwalzendtemperatur maßgebliche Ar3- Temperatur errechnet sich für

Al-Gehalte bis 1% zu

(Gl. 1) Ar3 [°C] = 900 + 60% Al - 60% Mn - 300% C

und für Al-Gehalte über 1 bis 2,5% zu

(Gl. 2) Ar3 [°C] = 900 + 100% Al - 60% Mn - 300% C

Beim Erzeugen von Warmband aus dem erfindungsgemäß hergestellten Stahl sind erhöhte Warmwalzendtemperaturen gegenüber bisher überwiegend nur bis 850°C verwendeten Temperaturen zulässig. Das Walzen bei höheren Walzendtemperaturen bewirkt einen positiven Einfluß auf das Warmbandprofil. Das Walzen kann mit geringeren Kräften erfolgen, und die Walzgeschwindigkeit kann erhöht werden. Ein Pendeln des Vorbandes zur Abkühlung vor der Fertigstaffel kann entfallen. Insgesamt ergibt sich hieraus ein Produktivitätsgewinn.

Die Abkühlung von Warmwalzendtemperatur auf die zwischen Raumtemperatur und 500°C liegende Haspel temperatur erfolgt beschleunigt mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 15 bis 70 K/s.

Bei der Abkühlung von Warmwalzendtemperatur kann man bei dem erfindungsgemäßen Verfahren im Bereich von Ar3 bis Ar3 -200°C durch Einlegen einer Kühlpause von 2 bis 30 s, in der die Abkühlrate unter 15 K/s liegt, die Ferritbildung weiter fördern.

Fig. 2 zeigt eine schematische Darstellung der Erzeugung von Warmband gekoppelt mit dem Abkühlungsver lauf des erfindungsgemäßen Stahls beim und nach dem Warmwalzen.

Daraus ist erkennbar, daß der unerwünschte Eintritt in das Perlitgebiet sicher vermieden werden kann, wenn die angegebenen Bedingungen für die Warmwalzendtemperatur, die Abkühlungsgeschwindigkeit und die Has peltemperatur eingehalten werden.

Beispiel 1

Ein erfindungsgemäß hergestellter Stahl A mit den Werten nach Tabelle 1 wurde auf eine Endbanddicke von 3,7 mm warmgewalzt mit einer Warmwalzendtemperatur von 875°C. Die Abkühlung von dieser Temperatur erfolgte mit 30 K/s auf die in Tabelle 2 angegebenen Haspeltemperaturen (HT). Die Eigenschaften dieses erfindungsge mäßen Stahls A wurden nach DIN EN 10002 an Flachzugproben ermittelt.

Die Werte für die Streckgrenze, Zugfestigkeit, Dehnung und das Streckgrenzenverhältnis für die Lagen längs und quer zur Walzrichtung sind in Tabelle 2 mitgeteilt.

Eine A-Probe wurde bei höherer Temperatur gehaspelt (HT = 685°C). Diese war nicht perlitfrei und erreichte nicht die geforderten Eigenschaften.

Zum Vergleich wurde in Tabelle 2 auch die entsprechenden Festigkeitseigenschaften eines aus der DE 34 40 752 C2 bekannten Stahls B mit der Zusammensetzung nach Tabelle 1 eingetragen.

Für den erfindungsgemäß hergestellten Stahl A wurde die Haspeltemperatur zwischen 80°C und 350°C variiert. Die dafür jeweils ermittelten Festigkeitskennwerte machen deutlich, daß der erfindungsgemäße Stahl in dem gesam ten Haspelbereich sehr gute Eigenschaften hat, die denen des bekannten siliziumlegierten Vergleichsstahls B mindestens entsprechen.

In Tabelle 2 sind auch die mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäß hergestellten Stahls C der Zusammenset zung gemäß Tabelle 1 mitgeteilt. Die Ergebnisse wurden an einer Rundzugprobe von 4 mm Durchmesser ermittelt. Das Warmwalzen wurde durch einen Flachstauchversuch simuliert. Die Werte wurden in Längsrich tung (Materialflußrichtung) gemessen. Die Haspeltemperatur lag bei der ersten Probe bei 200°C und bei der zweiten Probe bei 400°C. Auch dieser Stahl hat das günstige mechanische Eigenschaftsspektrum; dazu aber noch bessere Oberflächenqualität als der Stahl B.

Die in Tabelle 2 mitgeteilten Ergebnisse machen deutlich, daß das Streckgrenzenverhältnis im gesamten Bereich der Haspeltemperatur unter 0,8 liegt.

Tabelle 1

(Chemische Zusammensetzung)

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Stahls mit (in Masse-%)
0,05 bis 0,3% Kohlenstoff
0,8 bis 3,0% Mangan
0,4 bis 2,5% Aluminium
weniger als 0,2% Silizium
weniger als 0,08% Phosphor
weniger als 0,05% Schwefel
bis 0,05% Titan
bis 0,8% Chrom
bis 0,5% Molybdän
bis 0,5% Kupfer
bis 0,8% Nickel
Rest Eisen einschl. unvermeidbarer Verunreinigungen, der bei einem Kohlenstoffäquivalent C_äqu.
0,1 < C_äqu = (%C) + 1/20 (%Mn) + 1/20 (%Cr) + 1/15 (%Mo) < 0,325
Aluminium in einer Menge von gleich oder größer (7,6 . C_äqu. - 0,36) Masse-% enthält und der hohe Festigkeit, gute Kaltumformbarkeit und Oberflächen beschaffenheit im warmgewalzten Zustand und gute Kaltwalzbarkeit aufweist und ein überwiegend aus voreutektoidem Ferrit und kleineren Anteilen an Martensit und/oder Bainit und/oder Restaustenit bestehendes Gefüge besitzt, der im Strang vergossen wird, mit einer Warmwalz-Anfangstemperatur von über 1000°C und mit einer Warmwalz-Endtemperatur (ET) im Bereich von
Ar3 - 50°C < ET < Ar3 + 100°C
warmgewalzt wird, anschließend von der Warmwalz- Endtemperatur (ET) mit einer Geschwindigkeit von 15 bis 70 K/s auf die Haspeltemperatur im Bereich unter 500°C abgekühlt und gehaspelt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, daß im Temperaturbereich zwischen Ar3 und Ar3 -200°C für die Dauer von 2 bis 30 s eine Kühlpause eingelegt wird, in der die Abkühlungsgeschwindigkeit kleiner als 15 K/s ist.

3. Verwendung eines Stahls der Zusammensetzung und Erzeugung nach Anspruch 1 als Werkstoff zur Herstellung von kaltumgeformten Radscheiben.