DE69909305T2 - Ultraniedriggekohlte Stahlzusammensetzung, Verfahren zur Herstellung dieses einbrennhärtbaren Stahls, und das hergestellte Produkt - Google Patents

Ultraniedriggekohlte Stahlzusammensetzung, Verfahren zur Herstellung dieses einbrennhärtbaren Stahls, und das hergestellte Produkt Download PDF

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Description

  • Gebiet der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine aus Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt bestehende Zusammensetzung. Die vorliegende Erfindung bezieht sich außerdem auf ein Herstellungsverfahren eines einbrennhärtbaren mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt Stahles mit der besagten Zusammensetzung. Die vorliegende Erfindung bezieht sich auch auf das Endprodukt des besagten Verfahrens.
  • Hintergrund der Erfindung
  • In der Automobilindustrie besteht Bedarf für feuerverzinkten oder galvannealed einbrennhärtbaren Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt (auch ULC BH Stahl genannt), der ein ausgezeichneter Beulwiderstand aufweist und ein sehr gutes Erscheinungsbild des Lacks liefert.
  • Diese ULC BH Produkte, die entweder Titan (über die sogenannte Ti-Route erhalten) oder Titan-Niob (über die Ti/Nb-Route erhalten) enthalten, werden in mehreren Dokumenten beschrieben.
  • Genauer gesagt wird in Dokument EP-A-0064552 ein Verfahren zur Herstellung von dünnen Stahlblechen beschrieben, die über eine hohe Einbrennhärtbarkeit verfügen und zum Ziehen geeignet sind. In diesem Dokument wird ein Verfahren beschrieben, das die folgenden Schritte umfasst: Formen eines geschmolzenen Stahls zu einer Bramme mit einer Zusammensetzung, die aus 0,002–0,015 Gewichtsprozent C, 0,04-1,5% Mn, nicht mehr als 1,2% Si, nicht mehr als 0,10% P, 0,001–0,01% N, 0,01–0,10% Al und einem Nb-Gehalt in dem Bereich (in %) von 2C bis 8C + 0,02 besteht, Warmwalzen der Bramme, Kaltwalzen des warmgewalzten Blechs, Glühen des kaltgewalzten Blechs ständig bei einer konstanten Temperatur zwischen 900°C und dem AC3 Punkt und Abkühlen des geglühten Blechs auf eine Temperatur, die nicht höher als 600°C ist, und dies. bei einer durchschnittlichen Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 1°C pro Sekunde, vorzugsweise von mindestens. 10°C pro Sekunde.
  • Nachteile dieses Verfahrens sind allerdings die zur Lösung von Carbiden notwendige hohe Durchwärmtemperatur und die Tatsache, dass nach dem Durchwärmen eine hohe Abkühlgeschwindigkeit erforderlich ist, damit diese Carbide nicht wieder ausfällen. Weitere Nachteile sind, dass neben dem Kohlenstoffgehalt, welcher in einem engen Bereich überwacht werden muss, auch das Verhältnis Nb/C im Stahlwerk kontrolliert werden muss und schließlich, dass aufgrund des Einsatzes von Al zum Binden von N vorzugsweise hohe Aufrollentemperaturen eingesetzt werden, um die Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften und Alterungseigenschaften an den Coilenden bei kontinuierlich geglühtem Stahl zu verhindern. Höhere Aufrollentemperaturen sind unvorteilhaft für das Beizen des warmgewalzten Stahles vor dem Kaltwalzen.
  • In Dokument JP-10280092 wird ein feuerverzinktes Stahlblech beschrieben, das eine minimale Verschlechterung der Alterung bei der Pressverformbarkeit und eine gute Härtbarkeit des Einbrennlacks aufweist. Die Zusammensetzung dieses Stahl beinhaltet C, Si, Mn, P, S, Al, N, Ti, Nb, Fe und, falls notwendig, B und liefert eine Metallstruktur, bei der in der Ferritkorngrenze ein spezifischer Volumenanteil Eisencarbid vorhanden ist. Diese Metallstruktur wird geformt, indem eine Metallbramme mit der obengenannten Zusammensetzung bei einer Temperatur, die nicht niedriger als der Ar3-Punkt ist, feingewalzt und bei 65–95% kaltgewalzt wird und indem das so entstandene Stahlblech danach unter entsprechend überwachten Bedingungen kontinuierlich feuerverzinkt und nachgewalzt wird.
  • Allerdings wurden in dieser Art ULC Stahl in produziertem Zustand niemals Eisencarbidausfällungen festgestellt, was auf den niedrigen Kohlenstoffgehalt und die kurze Zeit, in der dieser niedrige Gehalt in einem kontinuierlichen Glühverfahren ausfällen kann, zurückzuführen ist. Andererseits ist der atomische geseigerte Kohlenstoff in den Korngrenzen seit langem physikalisch bekannt. Es werden keine BH0 Werte erwähnt. Außerdem darf gemäß dem Dokument das Feinwalzen nicht unter dem Ar3-Punkt erfolgen, was im Fall von Legierungen mit P oder Si schwieriger wird. In der Zusammenfassung ist keine minimale. Zugabe von Nb erwähnt. Ti wird als eine Funktion der N und S-Gehalte beigefügt.
  • In Dokument JP-5059443 wird ein Herstellungsprozess eines Stahlblechs mit guter Verformbarkeit beschrieben, der der Schritt der Zugabe von Ti und Nb im Verhältnis zum C-, N-, und S-Gehalte umfasst, wobei das Carbonitrid in einem Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt kontrolliert wird, der eine spezielle Zusammensetzung aufweist, in der Ti und Nb gemeinsam beigemischt werden. Dieser Stahl wird bei einer Fertigtemperatur (T2) von höher oder genau (Ar3-100)°C warmgewalzt, bei einer Temperatur (T3) zwischen 500 und 750°C aufgerollt und mit einer Querschnittsverminderung von mehr als oder gleich 60% kaltgewalzt. Danach wird dieses Stahlblech bei 700–850°C mit Hilfe einer kontinuierlichen Feuerverzinkungsanlage mit einem internen Glühofen durch Rekristallisation geglüht und die Verzinkung findet während des Abkühlens statt. Mit diesem Verfahren kann ein feuerverzinktes, kaltgewalztes Stahlblech erzeugt werden, welches über die gewünschte Einbrennhärtbarkeit (BH Merkmal) und Verformbarkeit verfügt.
  • Allerdings stellt die Zugabe von Nb als Funktion von Kohlenstoff in einer industriellen Stahlproduktionsanlage eine zusätzliche Schwierigkeit dar.
  • In Dokument EP-A-0816524 wird ein kaltgewalztes Stahlblech oder ein mit einer Zinkschicht oder einer Zinklegierung beschichtetes Stahlblech beschrieben, das 0,0010 bis 0,01% C und eine Stahlzusammensetzung enthält, welche eine oder zwei Arten von 0,005 bis 0,08% Nb und 0,01 bis 0,07% Ti in den Bereichen enthält, die sich durch spezifische Verbindungen ergeben. Allerdings werden Nb und Ti eigens zugegeben, um einen minimalen Gehalt an feinem NbC und/oder TiC zu erhalten, der nicht unter 5 ppm liegt, um höhere n-Werte zu erzielen. Des weiteren wird in dem besagten Dokument für BH2 ausdrücklich ein Bereich zwischen 10 und 35 MPa angegeben, ohne jedoch die BH0 Werte anzugeben.
  • Ergebnisse von früher durchgeführten Forschungen und Industrieversuchen haben gezeigt, dass ein weiteres Problem bei dem derzeitigen Stand der Technik in der niedrigen Streckgrenze der vorhandenen Ti-ULC BH Stähle bei der Zinkbadtemperatur liegt, was wiederum negative Auswirkungen auf das Erscheinungsbild der Oberflächen dieser Stahlbleche hat. Das schlechte Erscheinungsbild der Oberfläche der Stahlbleche, das über die Ti-Route hergestellt wird, ist eine Folge der geringen Verformungen, welche im Zinkbad und in dessen nächster Umgebung durch die hohe Zugspannung im Zinkbad und durch die Führungsrollen erzeugt werden, die das Blech zwischen den Luftmessern positionieren. In der Tat darf die Summe der Zugspannungen, welche durch die Zugkräfte, die aufgebracht werden müssen, um das Verhalten des Bandes zu regulieren, sowie durch die Spannung erzeugt werden, die durch das Biegen des Blechs auf den Walzen im Zinkbad und durch die Schuppenwalzen auf die Schichten der äußeren Oberfläche aufgebracht wird, die Streckgrenze des Materials bei den erhöhten Temperaturen des Zinkbades und dessen nächster Umgebung nicht überschreiten. Das Erscheinungsbild wird in der Tat mit größerer Zugspannungen der Anlage und stärkerer Versetzung der Positionierung des Schuppenwalzens immer schlechter.
  • Nach dem Stanzen und vor dem Lackieren kann dieser Effekt auf einem Marciniakmuster durch Querlinien sichtbar gemacht werden, und dies sogar auf Blechen, die dressiert und als für freie Teile geeignet etikettiert wurden. Nach der letzten Lackierung der Oberfläche zeigt sich ein orangenschalenartiges Erscheinungsbild mit starker Welligkeit. Aufgrund dieses Phänomens kann davon ausgegangen werden, dass Stahlbleche mit einer niedrigen Streckgrenze (unter 220–240 MPa bei Raumtemperatur) dies höchstwahrscheinlich aufweisen werden, was in der Tat in Labortests nachgewiesen wurden.
  • In Dokument JP05263185 wird eine Stahlsorte beschrieben, die in Gewichtsprozent 0,0003 bis 0,01% C, <0,03% Si, zwischen 0,5 und 1,5% Mn, 0,01 bis 0,12% P, 0,0005 bis 0,015% S, 0,005 bis 0,1% Al, 0,0003 bis 0,006% N, 0,0001 bis 0,0005% B, 0,003 bis 0,1% Ti und 0,0003 bis 0,01% Nb enthält, wobei der Rest aus Fe und Verunreinigungen besteht. Bei einer Bramme mit dieser Zusammensetzung wird das Fertigwarmwalzen bei >(Ar3-100)°C durchgeführt und sie wird von Raumtemperatur bis 750°C aufgerollt, bei >60% Abnahme kaltgewalzt und kontinuierlich bei 700 bis 900°C geglüht.
  • Das Dokument JP-A-4080323 bezieht sich auf eine Strangussbramme aus einem Stahl mit der folgenden Zusammensetzung in Gewichtsprozent: 0,0015–0,0025% C, 0,26-0,5% Mn, 0,03 bis 0,12% P, 0,004–0,015% S, <0,15% gelöstes Al, <0,002% N, 0,003–0,025% Ti, 0,001–0,004% Nb und/oder 0,0002–0,0015% B mit 48/14N < Ti < 48/14N + 48/32S. Eine Bramme mit dieser Zusammensetzung wird nach dem Durchwärmen warmgewalzt und auf 800–1300°C gehalten oder nach dem Durchwärmen auf 1130–1300°C oder auf einer Temperatur von >800°C gehalten, wonach man durch Kaltwalzen und Rekristallisationsglühen ein Stahlblech erzeugen kann, das über die erwähnten Warmhärtbarkeitseigenschaften verfügt.
  • Dokument JP-A-5105985 bezieht sich auf einen Prozess zur Herstellung von kaltgewalztem Stahlblech durch Warmwalzen eines Stahls, der 0,01–0,08 Gewichtsprozent C und folgende anderen Elemente. enthält: Al, N, Si, Mn und P. Dieser Prozess umfasst die Schritte des Warmwalzens bei einer Fertigtemperatur von mindestens Ar3, Wickeln bei 650–750°C, Beizen, Kaltwalzen, Durchwärmen, Überhärten und Dressieren. Der fragliche Stahl wird aufgrund seines hohen C-Gehaltes von über 100 ppm nicht als Stahl mit einem ultraniedrigen Kohlenstoffgehalt angesehen.
  • Ziele der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung zielt darauf ab, BH Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt zu herstellen, der für Anwendungen mit feuerverzinktem oder galvannealed BH Stahl bestimmt ist, wobei zusätzlich zu einem ausgezeichneten Beulwiderstand nach Lackeinbrennung auch eine ausgezeichnete Verformbarkeit und ein ausgezeichnetes Erscheinungsbild des Lacks nach Plattenformung und Lackierung verlangt werden.
  • Ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung ist die Herstellung eines Stahls mit einer höheren Streckgrenze bei Zinkbadtemperatur.
  • Zusammenfassung der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine aus Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt bestehende Zusammensetzung, die in einem Verfahren bearbeitet werden soll, das die Schritte vom Warmwalzen bis zum Feuerverzinken oder Galvannealing und Dressieren umfasst, wobei die besagte. Zusammensetzung durch den Titangehalt gekennzeichnet wird, der bei einem festgelegten Stickstoffgehalt (N) zwischen 3,42N und 3,42N + 60 ppm liegt und durch den Niobgehalt, der zwischen 50 und 100 ppm liegt, wobei diese Gehalte festgelegt sind, sodass während des besagten Prozesses keine erhebliche Ausfällung von Niobcarbiden auftreten wird. Genauer gesagt bezieht sich die vorliegende Erfindung auf eine Stahlzusammensetzung mit einem ultraniedrigen Kohlenstoffgehalt mit den oben beschriebenen Merkmalen, wobei während des besagten Prozesses nicht mehr als 2 ppm Kohlenstoff in Form von Nb-Carbiden gebunden werden.
  • Die Zusammensetzung eines derartigen einbrennhärtbaren Stahlproduktes mit einem ultraniedrigen Kohlenstoffgehalt wird vorzugsweise durch nachstehende Eigenschaften gekennzeichnet:
    • – einem C-Gehalt zwischen 15 ppm und 45 ppm,
    • – einem N-Gehalt zwischen 0 und 100 ppm, aber vorzugsweise zwischen 0 und 40 ppm,
    • – einem Al-Gehalt zwischen 0 und 1000 ppm,
    • – einem P-Gehalt zwischen 0 und 800 ppm,
    • – einem B-Gehalt zwischen 0 und 20 ppm,
    • – einem Si-Gehalt zwischen 0 und 4000 ppm,
    • – einem Mn-Gehalt zwischen 500 und 7000 ppm,
    • – einem S-Gehalt zwischen 0 und 200 ppm, aber vorzugsweise zwischen 0 und 100 ppm,
    • – wobei der Rest im wesentlichen aus Fe und zufälligen Verunreinigungen besteht.
  • Der bevorzugte Kohlenstoffgehalt für eine Stahlzusammensetzung, die verzinkt werden soll, liegt zwischen 20 ppm und 25 ppm.
  • Der bevorzugte Kohlenstoffgehalt für eine Stahlzusammensetzung, die galvannealed werden soll, liegt zwischen 25 ppm und 30 ppm.
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich weiterhin auf einen Prozess zur Herstellung eines einbrennhärtbaren, verzinkten oder galvannealed Stahlprodukts mit einem ultraniedrigen Kohlenstoffgehalt, welcher die nachstehenden Schritte umfasst:
    • – Zubereitung einer Zusammensetzung mit einem Titangehalt zwischen 3,42N und 3,42N + 60 ppm und einem Niobgehalt. zwischen 50 ppm und 100 ppm, wobei diese Gehalte festgelegt sind, damit während des Prozesses keine erheblichen Ausfällungen von Niobcarbid auftreten.
    • – falls notwendig, wird die besagte Bramme auf eine Temperatur von über 1000°C (T1) wiedererwärmt,
    • – Warmwalzen bei einer Fertigtemperatur (T2) von über Ar3-100°C und vorzugsweise über Ar3–50°C,
    • – Aufrollen bei einer Temperatur zwischen 500°C und 750 °C
    • – Kaltwalzen zum Erhalt einer Reduktion von über 60%,
    • – Glühen bis zu einer maximalen Durchwärmtemperatur zwischen 780°C und 880°C,
    • – Verzinken oder Galvannealing,
    • – Durchführung eines Dressiergrades zwischen 0,4% und 2%.
  • Eine Wiedererwärmung der Bramme ist nicht notwendig, wenn sich die Warmwalzanlage direkt hinter der Gießanlage befindet.
  • Während des Prozesses treten keine Bildung von größeren Mengen an TiC und NbC auf, so dass eine niedrigere Durchwärmtemperatur angewendet werden kann. Der Einsatz von Ti zum Binden von N ist auch von Vorteil, weil somit das Problem der hohen Aufrollentemperaturen gelöst wird.
  • Des weiteren ist der Nb-Gehalt unabhängig vom C-Gehalt, wodurch das Problem des festgelegten Nb/C Verhältnisses gelöst wird.
  • Durch das Vorhandensein von Nb wird sichergestellt, dass die übliche Streckgrenze Re0,2 bei Zinkbadtemperatur (typischerweise 460°C) des Stahlbleches, welches durch den Prozess der vorliegenden Erfindung hergestellt wird, mindestens 130 MPa beträgt. Bei 460°C beginnt die Mikroplastizität des Stahls, der durch den Prozess der vorliegenden Erfindung hergestellt wird, bei einem Spannungsgrad von höher oder gleich 70 MPa, und dieser Wert ist höher als der Wert von Stählen ohne Nb. Indessen unterscheidet sich die Streckgrenze bei Raumtemperatur nicht von den Werten, die man bei den verglichenen Stählen erhalten hat (ohne Nb), und die nach der Bearbeitung und dem Nachwalzen typischerweise zwischen 160 MPa bis 350 MPa liegen. Somit wird das Problem der plastischen Verformung während der Bearbeitung im Zinkbad gelöst.
  • Die Einbrennhärtungswerte des Endproduktes sind wie folgt:
    Garantiertere BH0 und BH2, gemessen für eine Dicke von unter 1 mm im dressierten Zustand (gemessen nach der Norm SEW094):
    GI (verzinkt):
    BH0 > 35 MPa und >40 MPa bei C > 20 ppm
    BH2 > 40 MPa
    GA (galvannealed):
    BH0 > 20 MPa
    BH2 > 30 MPa
  • Das Endprodukt zeigt auch einen ausgezeichneten Beulwiderstand und eine bessere Oberflächenqualität nach dem Stanzen und Lackieren, weil die besagte plastische Verformung, die im Zinkbad auftritt, nicht vorhanden ist.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • 1 zeigt den Beulwiderstand des Stahls, der gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde.
  • 2a zeigt die Ergebnisse des Warmzugversuchs bei einer Temperatur von 480°C.
  • 2b zeigt die Ergebnisse des Warmzugversuchs bei einer Temperatur von 480°C.
  • Detaillierte Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
  • Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein einbrennhärtbares verzinktes oder galvannealed Stahlprodukt mit einem ultraniedrigen Kohlenstoffgehalt vorgestellt, das die folgende Zusammensetzung hat:
    • – C: zwischen 15 ppm und 45 ppm, vorzugsweise zwischen 20 ppm und 30 ppm; der Kohlenstoffgehalt ist wichtig, um einen Ausgleich zwischen den Einbrennhärtungs- und den Alterungseigenschaften des Stahls zu erzielen. Der gesamte Kohlenstoff soll in einem „freien" Zustand verbleiben statt in Form von Carbid gebunden werden, um die Einbrennlackierung zu begünstigen. Der minimale C-Gehalt garantiert die Einbrennhärtung und der maximale C-Gehalt beschränkt das Risiko der Lüderschen Linien.
    • – N: maximal 100 ppm. Das Maximum wird erhoben, weil der N-Gehalt mit dem Ti-Gehalt verbunden ist. Der N-Gehalt ist vorzugsweise niedriger als 40 ppm, weil aufgrund niedrigeren Ausfällungen eine bessere Verformbarkeit entsteht.
    • – Ti: maximal 3,42 mal der N-Gehalt und 3,42 XN + 60 ppm. Es wird ein minimaler Ti-Gehalt benötigt, um das gesamte N zu binden, während der maximal zulässige Gehalt benötigt wird, um die Bildung von TixCyNz zu vermeiden. Insofern sollten vorzugsweise 3,42N + 30 ppm als Maximum verwendet werden, wenn die oberen C-Gehalte der oberen C-Bereiche verwendet werden. Die Verwendung von Ti zum Binden von N stellt im Vergleich zu den vorhandenen Stahlblechen, in denen Al für diesen Zweck verwendet wird, eine Verbesserung dar. Die Verwendung von Al zum Binden von N im Fall von kontinuierlich geglühtem Stahl erfordert höhere Aufrollentemperaturen, um eine Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften und Alterungseigenschaften an den Coilenden zu vermeiden. Diese höheren Aufrollentemperaturen wirken sich negativ auf das Beizen aus. Das Vorhandensein von ungebundenem N ist auch besonders schädlich für die Beständigkeit der Einbrennhärtungsqualität gegenüber Alterung. Durch die Verwendung von Ti wird die Abwesenheit von freiem N besser sichergestellt als durch die Verwendung von Al. Damit wird Ti nicht als Funktion von S zugegeben. Im Stahl der vorliegenden Erfindung wurde kein TiS oder Ti4C2S2 beobachtet.
    • – Nb: zwischen 50 ppm und 100 ppm. Das Minimum wird benötigt, um die feinere Korngröße sicherzustellen und um eine höhere Streckgrenze bei Zinkbadtemperatur (typischerweise 460°C) zu erzielen. Das Maximum sollte nicht überschritten werden, um die Bildung von NbC zu vermeiden. Es ist zu beachten, dass Nb nur innerhalb eines festen Bereiches beigemischt wird, der unabhängig von C ist und dass die Bildung. von Carbonitrid nicht überwacht werden muss, da in der bevorzugten Analyse keine erheblichen Mengen an NbC oder TiC gebildet werden.
    • – Al: maximal 1000 ppm. Wird zur Desoxidation verwendet. Das Maximum wird angewiesen, um Einschlüsse zu vermeiden.
    • – P: maximal 800 ppm. P wird zur Verstärkung zugegeben, aber die Menge muss überwacht werden, um eine Herabsetzung der Galvannealing-Geschwindigkeit zu vermeiden.
    • – B: maximal 20 ppm. Das Vorhandensein von B ist keine Notwendigkeit, aber es kann beigemischt werden, um die Versprödungseigenschaften durch, Kaltverformung zu verbessern. Das Maximum wird angewiesen, um die Bildung von BN zu vermeiden, wodurch ein Teil des Ti ungebunden bleiben könnte, was wiederum zum Verlust von ungebundenem C führen kann.
    • – Si: maximal 4000 ppm. Si wird auch zur Verstärkung beigemischt, da es die Textur bei Vorhandensein von P und Mn verbessert und dem Altern bei niedrigen Temperaturen entgegenwirkt. Das Maximum wird angewiesen, um eine Verschlechterung der Oberflächenvergütbarkeit zu verhindern.
    • – Mn: zwischen 500 und 7000 ppm und zur Verstärkung beigemischt. Es bindet auch S als MnS. Das Maximum wird angewiesen, um die Textur und die Tiefziehbarkeit zu verbessern.
    • – S: maximal 200 ppm, vorzugsweise niedriger als 100 ppm. Es ist zu beachten, dass hier kein minimaler S-Gehalt notwendig ist.
    • – Der Rest besteht im wesentlichen aus Fe und zufälligen Verunreinigungen.
  • Ebenfalls gemäß der vorliegenden Erfindung wird das besagte Stahlprodukt im Rahmen eines Verfahrens hergestellt, welches die folgenden Schritte beinhaltet:
    • – Herstellung einer Bramme mit der vorstehend definierten Zusammensetzung,
    • – falls notwendig, Wiedererwärmung der besagten Bramme auf eine Temperatur T1, die höher als 1000°C ist,
    • – Fertigbearbeitung im Warmwalzwerk bei einer Temperatur T2, die höher als Ar3-100°C, vorzugsweise höher als Ar3-50°C ist. (Bei der vorliegenden Erfindung ist es nicht notwendig, das Warmwalzen bei Temperaturen durchzuführen, die strickt über Ar3 liegen),
    • – Aufrollen im Warmwalzwerk bei einer Temperatur zwischen 500°C und 750°C,
    • – Kaltwalzen und Erreichung einer mehr als 60%igen Reduktion,
    • – Glühen auf eine maximale Durchwärmtemperatur zwischen 780 °C und 880°C,
    • – Durchführung eines Verzinkens oder eines Galvannealing-Prozesses,
    • – Durchführung eines Dressiergrades, der zwischen 0,4% und 2% liegt.
  • Eine Überalterungsbehandlung kann während des Glühens nach dem Durchwärmen oder dem Beschichtungsschritt durchgeführt werden, was allerdings zu einem geringen Verlust der Einbrennhärtung führt. vorzugsweise sollte keine Überalterungsbehandlung durchgeführt werden.
  • Die Zugabe von P, Mn und Si führt zu Streckgrenzen zwischen 160 MPa und 350 MPa bei Raumtemperatur. Forschungen bezüglich der vorliegenden Erfindung haben ergeben, dass P, Mn und Si keinen großen Einfluss auf die Einbrennhärtung von ULC BH Stählen haben, wenn die jeweiligen Mengen innerhalb der vorgeschlagenen Grenzen liegen.
  • In 1 wird der ausgezeichnete Beulwiderstand von dem Stahl dargestellt, indem die Varietät ULC BH 220 GA (Norm SEW094) mit der Varietät DC04 (Norm EN 10130) verglichen wird, welche über gute Zugeigenschaften und eine Streckgrenze von 165 MPa verfügt. Die Daten in der Graphik basieren auf einer Marciniak-Platte mit einer auf 0,711 mm normierten Dicke, die nach 0 oder 4% zweiachsiger Verformung gebackt wurde. Aus 1 ist ersichtlich, dass sich die Kraft, die notwendig ist, um eine permanente Beule von 0,1 mm zu erhalten, verdoppelt hat.
  • Aufgrund des für Anwendungen mit freien Teilen nicht ausreichenden Erscheinungsbildes der Oberflächen von Stählen, die über die Ti-ULC-Route erhalten werden, wurde hier eine geringe Menge an Nb hinzugegeben, um eine feinere Korngröße zu erhalten und die Korngrenzenstärke bei Zinkbadtemperatur zu erhöhen. Es ist hier nicht erforderlich, NbC zu bilden und es danach während eines Rekristallisationsglühens wieder aufzulösen (wie in EP A 0064552 beschrieben). Bei der vorliegenden Erfindung gibt es keine erhebliche Ausfällung von Niobcarbid bei z. B. den Gussstücken 1 und 2 in der bevorzugten Ausführungsform, deren Zusammensetzung in Tabelle 1 beschreibt ist. Bei diesen Gussstücken ergab eine quantitative TEM Erhebung, dass ein Maximum von 0,2 ppm Kohlenstoff in Form von Nb0,7Ti0,3C (N) in einem Coil aus GI-Stahl oder Nb0,4Ti0,6C in einem Coil aus GA-Stahl gebunden war. Diese Ergebnisse beweisen ganz klar, dass der geringe Nb-Gehalt nicht zu einer wesentlichen Ausfällung von Carbid führt.
  • Früher durchgeführte Zugversuche bei hohen Temperaturen haben gezeigt, dass die Spannungen, welche die ersten plastischen Verformungen von Ti-ULC 180 BH Stahl während des Zugversuchs bei 460°C verursachen, die gleiche Größenordnung haben wie die Spannungen, denen Ti-ULC 180 BH Stahl ausgesetzt ist, wenn er das Zinkbad durchläuft. Daher entstand die Idee, die Nb-Zugabe als Mittel zur Erhöhung der Streckgrenze im Temperaturbereich von 460°C einzusetzen.
  • In 2a und 2b werden die Ergebnisse der Zugtests für Ti-ULC (Referenzqualität des Standes der Technik) bei 460°C–480°C und für Ti-Nb ULC 180 BH, einen Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung, dargestellt. Messungen wurden gemäß der Norm EN 10002 durchgeführt.
  • Die plastische Verformung des Ti-ULC Stahls beginnt schon bei einer niedrigeren Spannung und die übliche Streckgrenze Re0,2 ist um 20–30 MPa niedriger. Diese Ergebnisse beweisen, dass eine geringe Zugabe von Nb die Streckgrenze bei der Zinkbadtemperatur erhöhen kann, während die selbe Streckgrenze bei Raumtemperatur beibehalten wird.
  • 2a und 2b zeigen gleichermaßen, dass die mikroplastische Verformung bei 460–480°C auftritt und im Gegensatz zu +/- 50 MPa im Fall der Referenzqualität des, Ti-ULC Stahls bei dem Stahl der vorliegenden Erfindung bei 70-90 MPa beginnt. Der Beginn der Mikroplastizität wird als die erste Abweichung vom linearen Teil des Spannungs-Dehnungsdiagramms definiert. In manchen Zugtests wurde festgestellt, dass der Beginn der Mikroplastizität der Ti-ULC Qualität bei 460–480°C so niedrig wie 40 MPa lag. Das beweist, dass das Nb den gewünschten Effekt liefert. Offensichtlich liegt die oben erwähnte Summe der Zugspannungen in praxisorientierten industriellen Feuerverzinkung/Galvannealing-Beschichtungsanlagen oft oberhalb des Mikroplastizitätsgrades des Vergleichsstahls, aber unterhalb des Mikroplastizitätsgrades des Stahls gemäß der Erfindung.
  • Wie erwartet, führte die Nb-Zugabe auch zu einer feineren Korngröße: der durchschnittliche Korngrößendurchmesser betrug 13 μm gegenüber 18 μm beim Ti-ULC Stahl, wobei beide Stähle der selben Durchwärmtemperatur ausgesetzt waren, (+/- 830°C), während Ti-Nb ULC einer niedrigeren Reduktion durch Kaltwalzen ausgestzt war: 69% gegenüber 75% für den Ti-ULC Stahl.
  • Aufgrund der Nb-Zugabe wurde das Erscheinungsbild des Lacks des 180 BH Stahls als sehr gut bewertet.
  • Die Einbrennhärtungswerte für das Endprodukt, das durch den hier beschriebenen Produktionsprozess erhalten wurde, sind wie folgt:
    Garantiertere BH0 und BH2, gemessen für eine Dicke von unter 1 mm (gemessen nach der Norm SEW094):
    GI: BH0 > 35 MPa und > 40 MPa bei C > 20 ppm
    BH2 > 40 MPa
    GA: BH0 > 20 MPa
    BH2 > 30 MPa
  • Beste Ausführungsform
  • In Tabelle 1 ist die Zusammensetzung von zwei Gussstücken aus ULC BH (Ti-Nb) Stahlprodukten gemäß dieser Erfindung gezeigt.
  • Die Bearbeitungsschritte sind wie folgt:
    • – Wiedererwärmung der Bramme auf T1 > 1250°C
    • – Fertigbearbeitung im Warmwalzwerk bei T2: zwischen 910°C und 940°C
    • – Aufrollen im Warmwalzwerk bei T3: zwischen 700°C und 750 °C
    • – Reduktion durch Kaltwalzen: 69%
    • – Durchwärmen in der Feuerverzinkungsanlage bei Temperaturen zwischen 829°C und 880°C
    • - Dressieren: 1–1,32
  • In Tabelle 2 sind auch die erzielten mechanischen Eigenschaften der Ti-Nb ULC BH Stahlsorten dargestellt.
  • In Tabelle 3 wird ein Überblick über die Eigenschaften der Einbrennhärtung und des Erscheinungsbildes der Lackierung von (Ti-Nb) ULC BH Stahl gemäß der vorliegenden Erfindung im Vergleich zu den entsprechenden Eigenschaften eines Ti-ULC BH Referenzstahles gegeben. Es muss betont werden, dass das Erscheinungsbild der Lackierung anhand von Mustern beurteilt wird, die aus einer Industrieanlage und nicht aus dem Labor stammen.
  • Figure 00180001
    Tabelle 1: Zusammensetzung (ppm) der Ti-Nb Stahlprodukte gemäß der vorliegenden Erfindung
  • Figure 00180002
    Tabelle 2: Mechanische Eigenschaften von Ti-Nb ULC BH Stahl vor dem Stanzen und Lackieren (querliegend, 1 Stunde bei 100 °C gealtert, Dicke 0,75 mm).
  • Figure 00180003
  • Figure 00190001
    Tabelle 3: Zusammenfassung: Ergebnisse der Einbrennhärtung abgeleitet von den Ergebnissen der Zugversuchen gemäß SEW094 und Erscheinungsbild der Lackierung der gestanzten und Lackierten Muster basierend auf den lackierten Marciniak-Mustern.

Claims (11)

  1. Eine aus Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt bestehende Zusammensetzung, die zur Herstellung eines Stahlproduktes in einem Verfahren verwendet werden soll, das die Schritte vom Warmwalzen bis zum Feuerverzinken oder Galvannealing und Dressieren umfasst, wobei die besagte Zusammensetzung durch die folgenden Gehalte gekennzeichnet ist: – ein C-Gehalt zwischen 15 ppm und 45 ppm, – ein N-Gehalt zwischen 0 und 40 ppm - ein Nb-Gehalt zwischen 50 ppm und 100 ppm – ein T-Gehalt zwischen 3,42N und 3,42N + 30 ppm, wobei N den N-Gehalt darstellt, – ein A1-Gehalt zwischen 0 und 1000 ppm, – ein P-Gehalt zwischen 0 und 800 ppm, - ein B-Gehalt zwischen 0 und 20 ppm, - ein Si-Gehalt zwischen 0 und 4000 ppm - ein Mn-Gehalt zwischen 500 und 7000 ppm, – ein S-Gehalt zwischen 0 und 200 ppm, vorzugsweise zwischen 0 und 100 ppm – der Rest besteht im wesentlichen aus Fe und zufälligen Verunreinigungen.
  2. Eine aus Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt bestehende Zusammensetzung gemäß Anspruch 1, die durch einen C-Gehalt gekennzeichnet ist, der zwischen 20 ppm und 25 ppm liegt.
  3. Eine aus Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt bestehende Zusammensetzung gemäß Anspruch 1, die durch einen C-Gehalt gekennzeichnet ist, der zwischen 25 ppm und 30 ppm liegt.
  4. Ein Verfahren zur Herstellung eines aus verzinktem oder galvannealed einbrennhärtbarem Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt bestehenden Produktes, das die folgenden Schritte umfasst: – Herstellung einer Stahlbramme mit einer Zusammensetzung gemäß Anspruch 1 – Durchführung eines Warmwalzens mit einer Fertigtemperatur (T2), die höher ist als Ar3-100°C und vorzugsweise höher als Ar3-50°C. – Durchführung eines Aufrollens bei einer Temperatur zwischen 500°C und 750°C. – Durchführung eines Kaltwalzens zur Erreichung einer mehr als 60%igen Reduktion. – Glühen bei einer Durchwärmtemperatur zwischen 780°C und 880°C. – Durchführung eines Verzinkens oder eines Galvannealing-Prozesses. – Durchführung eines Dressiergrades, der zwischen 0,4 und 2% liegt.
  5. Ein Verfahren gemäß Anspruch 4, der einen Schritt beinhaltet, wobei die besagte Bramme bei einer Temperatur (T1) von über 1000°C wiedererwärmt wird, bevor das Warmwalzen durchgeführt wird.
  6. Ein Verfahren gemäß Anspruch 4, wobei nicht mehr als 2 ppm Kohlenstoff in Form von Niobcarbid während des besagten Verfahrens gebunden werden.
  7. Ein aus verzinktem einbrennhärtbarem Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt bestehendes Produkt, das bei einem Verfahren hergestellt wird, das die Schritte vom Warmwalzen bis zum Feuerverzinken oder Galvannealing und Dressieren umfasst, wobei das besagte Produkt eine Zusammensetzung gemäß Anspruch 1 hat und wobei die Streckgrenze Re0,2 des besagten Produktes bei 460°C mindestens 130 MPa beträgt, wobei der Beginn der Mikroplastizität bei 460°C über einem Spannungsniveau von 70 MPa auftritt, während die endgültige Streckgrenze Re0,2 bei Raumtemperatur des besagten Produktes zwischen 160 MPa und 350 MPa liegt, nach Behandlung und Dressieren.
  8. Ein aus verzinktem einbrennhärtbarem Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt bestehendes Produkt gemäß Anspruch 7, wobei die Bake-Hardening-Behandlung BH0 für eine Dicke unter 1 mm im dressierten Zustand höher ist als 35 MPa und BH2 höher ist als 40 MPa ist.
  9. Ein aus galvannealed einbrennhärtbarem Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt bestehendes Produkt mit einer Zusammensetzung gemäß Anspruch 1, wobei die Streckgrenze Re0,2 des besagten Produktes bei 460°C mindestens 130 MPA beträgt, wobei der Beginn der Mikroplastizität bei 460°C über einem Spannungsniveau von 70 MPa auftritt, während die endgültige Streckgrenze Re0,2 bei Raumtemperatur des besagten Produktes zwischen 160 MPa und 350 MPa liegt, nach Behandlung und Dressieren.
  10. Ein aus galvannealed einbrennhärtbarem Stahl mit ultraniedrigem Kohlenstoffgehalt bestehendes Produkt gemäß Anspruch 9, wobei die Bake-Hardening-Behandlung BH0 für eine Dicke unter 1 mm im dressierten Zustand höher ist als 20 MPa und BH2 höher ist als 30 MPa ist.
  11. Einsatz des Stahlproduktes gemäß Anspruch 7 und 9 zur Herstellung freier Teile, die im wesentlichen keine Lüderschen Linien und keine Querlinien aufweisen.
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