EP0796928A1 - Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents

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EP0796928A1
EP0796928A1 EP96109744A EP96109744A EP0796928A1 EP 0796928 A1 EP0796928 A1 EP 0796928A1 EP 96109744 A EP96109744 A EP 96109744A EP 96109744 A EP96109744 A EP 96109744A EP 0796928 A1 EP0796928 A1 EP 0796928A1
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EP
European Patent Office
Prior art keywords
cold
strip
steel
rolled
hot
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP96109744A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Bertram Dipl.-Ing. Ehrhardt
Thomas Wilhelm Dipl.-Ing. Schaumann
Klaus-Peter Dr.-Ing. Imlau
Olaf Dr.-Ing. Maid
Wolfgang Dr.-Ing. Müschenborn
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Thyssen Stahl AG
Original Assignee
Thyssen Stahl AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Thyssen Stahl AG filed Critical Thyssen Stahl AG
Publication of EP0796928A1 publication Critical patent/EP0796928A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching

Definitions

  • the invention relates to a steel with a pearlite-free, predominantly ferritic structure and a method for its production.
  • Dual phase steels for short "DP steels” are characterized by a strong hardening especially with small plastic strains and a low yield strength ratio. Thus, even small degrees of deformation lead to higher component strength, which can be increased further after pre-forming due to the high bake hardening potential.
  • “Bake hardening” is understood to mean artificial aging as a result of stove enamelling, which leads to a further increase in component strength.
  • DP steels therefore make a contribution to weight-optimized construction, particularly from the point of view of energy saving and passive safety.
  • the processing properties of DP steels can be assessed as very favorable due to the low yield strength ratio and high work hardening capacity.
  • the forming process is positively influenced by a lower springback compared to other high-strength steels.
  • the ductility loss that always occurs with conventional high-strength steels Conventional softer steels, which manifests itself, for example, in a decrease in the uniform elongation, is significantly lower with DP steel.
  • the structure of conventional DP steels consists of 70 to 90 vol .-% ferrite, the rest of martensite.
  • the hard martensite is embedded in the island in the soft ferritic matrix.
  • other carbon-rich transformation structures bainite
  • Smaller quantities, particularly when silicon is added to the alloy, which inhibits carbide formation, may also contain thermodynamically metastable residual austenite. Metastable residual austenite improves the forming properties during cold forming.
  • DP steels can be produced both by hot rolling with a special rolling strategy and by cold rolling with subsequent heat treatment.
  • hot strip DP steel analyzes are necessary, the conversion behavior of which is characterized by strong pre-eutectoid ferrite formation and pearlite formation which has been postponed for long periods.
  • alloy compositions are sensible in which a high carbon activity and a shift of the GOS line in the iron-carbon diagram to the right, ie to higher carbon contents, is observed in order to favor the carbon enrichment of the austenite during annealing in the two-phase ferrite-austenite region .
  • the annealing time required for segregation is reduced with increasing carbon activity.
  • the critical cooling rate decreases as the carbon content of the austenite increases. So there can be fewer after annealing in the two-phase area Cooling rates are used to set a predominantly ferritic-martensitic structure.
  • the formation of ferrite after hot forming can be promoted by silicon.
  • With manganese, pearlite formation can be suppressed both after hot forming and during continuous annealing.
  • red scale is formed, which is associated with the risk of scale rolling.
  • surface inhomogeneities may also be present on the strip surface after pickling.
  • the red scale which cannot be removed even with very high injection pressures in the hot strip mill, also leads to a reduction in the pickling speed. This is associated with a significant drop in productivity.
  • DP-steel containing silicon cannot be galvanized in continuous hot-dip galvanizing lines because the zinc only very poorly wets the steel. For this reason, it is also not possible to manufacture silicon-containing DP steel in the galvannealed version.
  • the temperature cycle of a galvannealing hot-dip coating would in principle offer the possibility for Si-alloyed DP steel to produce metastable residual austenite, which further improves the cold formability.
  • DP cold strip of the galvannealed surface finish by means of a continuous hot-dip galvanizing system is also possible with other alloy concepts known to date for DP cold strip, including the concept with Si, not reliable because the pearlite formation under the process conditions of most z. Z. existing systems is not sufficiently suppressed.
  • the formation of pearlite is associated with the loss of the dual-phase steel characteristic.
  • DP steels with a predominant ferrite content contain 0.03 to 0.12% C, up to 0.8% Si and 0.8 to 1.7% Mn (DE 29 24 340 C2) or 0.02 to 0.2% C, 0.05 to 2.0% Si, 0.5 to 2% Mn, 0.3 to 1.5% Cr and 1% Cu, Ni and Mo (EP 0 072 867 B1). Both steels only contain aluminum in amounts that result from calming down with aluminum. However, DP steels of this composition are not suitable for hot-dip galvanizing for the reason mentioned above.
  • DP steels that can be represented as cold strip contain 0.03 to 0.12% C, at most 0.8% Si and 0.8 to 1.7% Mn (DE 29 24 340 C2).
  • Such DP steels are generally very sensitive to changes in the annealing parameters, mainly to changes in the cooling rate in the rapid cooling part. As the cooling rate decreases, the mechanical properties, in particular the yield ratio, often deteriorate.
  • a steel with 0.08 to 0.20% C, 1.5 to 3.5% Mn, 0.1 to 0.5% Cr and 0.010 to 0.1% Nb also allows this Representation of a DP steel as a cold strip, but makes welding more difficult due to the increased carbon equivalent.
  • the structure After cold rolling with subsequent heat treatment in a hot-dip galvanizing plant or in a continuous annealing furnace, the structure consists of a ferritic matrix in which island-like martensite is embedded. Depending on the manufacturing conditions, proportions of intermediate and residual austenite can also be set.
  • Aluminum ensures extensive ferrite formation during annealing between the conversion temperatures Ac 1 and Ac 3 without loss of productivity in the claimed content range.
  • the formation of perlite is postponed at significantly longer times to such an extent that it is sufficiently suppressed for cooling rates that are easy to implement on an industrial scale.
  • the galvannealing process can be carried out under customary conditions, it being possible to improve the phase characteristics by adjusting residual austenite.
  • Manganese also delays pearlite formation.
  • the solid solution strengthening effect increases the strength of the steel.
  • treatment of the melt with calcium makes sense in order to convert stretched manganese sulfides and other sulfides into a globular form that is less detrimental to forming.
  • the carbon content should be at least 0.05%.
  • the steel should not contain more than 0.3% C.
  • Titanium up to 0.05% leads to an increase in strength through grain refinement and precipitation hardening and improves cold formability.
  • Chromium increases the strength and improves the temper resistance of the martensite and thus enables the bake hardening potential to be fully exploited. However, more than 0.8% Cr is not required and would only increase the price.
  • Molybdenum up to 0.5% lowers the critical cooling rate and thus reduces the risk of third-party residual stresses, since the hot-dip galvanizing process can be carried out with a lower cooling capacity. This offers greater security against band ripple due to third-party residual stresses.
  • Nickel serves to increase the strength through solidification and to lower the Transition temperatures and the cooling rates required for diffusion-free conversion. Nickel also has an austenite-stabilizing effect in an amount of up to 0.5%.
  • niobium increases the strength through grain refinement and precipitation hardening in quantities of up to 0.05% and improves the hardenability.
  • Phosphorus up to 0.08% can be added to increase the strength by solid-solution strengthening.
  • the steel according to the invention is particularly insensitive to changes in the annealing parameters.
  • a steel of this composition can be very reliable, i. H. regardless of fluctuations in production conditions. It can also be coated very well, especially galvanized. Red scale does not form in the preliminary hot strip.
  • the structure After cold rolling with a degree of cold rolling ⁇ ⁇ 40%, the structure recrystallizes between 740 and 850 ° C.
  • the two-phase ferrite-austenite area is subsequently cooled to the zinc bath temperature.
  • the cooling rates are between 10 and 50 K / s.
  • the zinc bath temperatures are between 450 and 485 ° C.
  • Slow cooling down to temperatures of 650 ° C before rapid cooling is also permitted and offers the possibility of Controlling the enrichment of austenite with carbon. Even with this slow cooling there is no risk of pearlite formation because aluminum shifts pearlite formation at significantly longer times.
  • the steel After galvanizing, the steel is immediately cooled in a hot-dip galvanizing line, or when a cold strip with a zinc-iron alloy layer is produced in the "galvannealed" version, the steel is reheated to temperatures between 480 and 580 ° C.
  • the new alloy concept allows the production of a high-strength, good cold-formable, surface-finished, i.e. coated, weldable cold strip in the "galvanized” versions and a higher-strength, good cold-formable, surface-finished cold-rolled strip in the "galvannealed” version with improved spot weldability, which is particularly required in automated welding lines is.
  • a special feature of the steel according to the invention is its pronounced insensitivity to fluctuations in the annealing parameters, which leads to a high degree of production reliability.
  • the steel was heated to 750 ° C at 6 K / s and then further heated to 830 ° C at 1.2 K / s. From the two-phase area, there was first a slow cooling at 4 K / s to 680 ° C, followed by an accelerated cooling at 20 K / s to 470 ° C. After passing through the 470 ° C. warm zinc strip, the mixture was cooled to room temperature at 10 K / s. Steel A was immediately rolled in line with a skin pass level of 0.8%.
  • this dual-phase steel has a ferritic matrix in which martensite islands are evenly embedded.
  • the martensite is located both on the triple points of the ferrite grains and along the ferrite grain boundaries.
  • the ferrite grain size is around 60 ⁇ m 2 . Bainite or other structural components are not present.
  • Galvanized dual-phase steel is quasi-isotropic.
  • the planar isotropy ⁇ r is - 0.02.
  • the cold strip was heated to 750 ° C at 6 K / s and then further heated to 830 ° C at 1.2 K / s. From the two-phase area, there was first a slow cooling at 4 K / s to 720 ° C, followed by an accelerated cooling at 20 K / s to 470 ° C. After passing through the 470 ° C warm zinc bath, induction heating at 12 K / s followed by the galvannealing temperature of 520 ° C followed by cooling at 10 K / s to room temperature. The galvanneal cold strip from steel B was immediately cold rolled in line with a skin pass of 1.1%.
  • the galvanneal cold strip After the annealing treatment, the galvanneal cold strip has a pearlite-free ferritic matrix with a ferrite grain size of around 60 ⁇ m 2 , in which martensite islands are evenly embedded.
  • the martensite islands concentrate on the triple points of the ferrite grains, but also occur along the ferrite grain boundaries, accompanied by traces of bainite.
  • Another steel C according to the invention alloyed with 0.21% C, 1.50% Mn, 1.03% Al was melted in an induction furnace.
  • the cast block was forged and hot-rolled after mechanical processing. The last rolling pass took place between 920 and 950 ° C.
  • a cold strip sample was then conductively heated to 740 ° C. at 7 K / s in the ambient atmosphere and then heated further to 820 ° C at 1.2 K / s. From the two-phase area, there was then an accelerated cooling at 35 K / s to 550 ° C., followed by a milder cooling at 4 K / s to a temperature of 450 ° C., corresponding to a customary zinc bath temperature. The sample was then heated to a temperature of 500 ° C. at 7 K / s, kept at 500 ° C. for 5 s, then cooled to 350 ° C. at 35 K / s and finally cooled to room temperature at 10 K / s. The cycle corresponds to a common galvannealing process.
  • the sample made of steel C according to the invention which was heat-treated like galvanneal cold strip, has a pearlite-free ferritic matrix after the annealing treatment, in which martensite islands and bainite areas with 8.5 vol.% Residual austenite are uniformly embedded. These embedded phases are found along the grain boundaries, concentrating on the triple points of the ferrite grains.
  • the ferrite grain size is approximately 70 ⁇ m 2 .
  • This steel according to the invention has the mechanical properties given in Table 2.
  • a steel D according to the invention alloyed with 0.21% C, 1.49% Mn, 1.99% Al, was melted in an induction furnace.
  • the cast block was forged and hot-rolled after mechanical processing. The last rolling pass took place between 920 and 950 ° C.
  • a cold strip sample was then conductively heated to 760 ° C. at 7 K / s in the ambient atmosphere and then further heated to 840 ° C. at 1.2 K / s. From the two-phase area there was then an accelerated cooling at 35 K / s to 550 ° C, followed by a milder cooling at 4 K / s to a temperature of 450 ° C, corresponding to a typical zinc bath temperature.
  • the sample was then heated to a temperature of 500 ° C. at 7 K / s, held at 500 ° C. for 5 s, then cooled to 350 ° C. at 35 K / s and finally cooled to 10 K / s to room temperature. This cycle corresponds to a common galvannealing process.
  • this steel D according to the invention has a pearlite-free ferritic matrix, in which martensite islands and bainite areas with 11% by volume of austenite are uniformly embedded. These embedded phases are found along the grain boundaries, concentrating on the triple points of the ferrite grains.
  • the ferrite grain size is approximately 80 ⁇ m 2 .
  • Samples of the coated cold strip produced in this way have mechanical properties as indicated in Table 2. Plate 1 Chemical composition (in mass -%) stole C. Mn Si Al Cr P S A, B 0.073 1.44 0.052 1.27 0.35 0.02 0.001 V 0.092 1.24 0.035 0.04 0.47 0.014 0.014 C.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen Stahl mit perlitfreiem, überwiegend ferritischen Gefüge und ein Verfahren zur Herstellung kaltgewalzter Bleche oder Bänder aus dem Stahl mit folgender Zusammensetzung (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, Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen. Der Stahl hat perlitfreies, überwiegend ferritisches Gefüge, in dem Martensit und gegebenenfalls Bainit und/oder Restaustenit eingelagert sind. Das Kaltband hat hohe Festigkeit, (Rp0,2 >= 200 N/mm<2>, Rm >= 550 N/mm<2>), gute Duktilität (A80 >= 25 %), und eine durch Schmelztauchen beschichtete Oberfläche.

Description

  • Die Erfindung betrifft einen Stahl mit perlitfreiem, überwiegend ferritischen Gefüge und ein Verfahren zu seiner Herstellung.
  • Dualphasenstähle kurz "DP-Stähle" zeichnen sich durch eine starke Verfestigung insbesondere bei kleinen plastischen Dehnungen und ein niedriges Streckgrenzenverhältnis aus. Somit führen auch kleine Umformgrade zu höherer Bauteilfestigkeit, die aufgrund des hohen Bake-Hardening Potentials nach Vorverformung weiter erhöht werden kann. Unter "Bake-Hardening" wird die künstliche Alterung infolge des Einbrennlackierens verstanden, die zu einer weiteren Anhebung der Bauteilfestigkeit führt. Für den Automobilbau stellen somit DP-Stähle, vor allem unter den Gesichtspunkten Energieeinsparung und passive Sicherheit einen Beitrag zur gewichtsoptimierten Konstruktion dar. Die Verarbeitungseigenschaften von DP-Stählen sind wegen des niedrigen Streckgrenzenverhältnisses und hohen Kaltverfestigungsvermögens als sehr günstig zu beurteilen.
  • Ferner wird der Umformvorgang durch eine im Vergleich zu anderen höherfesten Stählen geringere Rückfederung positiv beeinflußt. Der bei konventionellen höherfesten Stählen immer auftretende Duktilitätsverlust gegenüber konventionellen weicheren Stählen, der sich beispielsweise in einem Absinken der Gleichmaßdehnung äußert, ist bei DP-Stahl deutlich geringer.
  • Das Gefüge üblicher DP-Stähle besteht zu 70 bis 90 Vol.-% aus Ferrit, Rest Martensit. Der harte Martensit ist inselförmig in der weichen ferritischen Matrix eingelagert. Neben Martensit können weitere kohlenstoffreiche Umwandlungsgefüge (Bainit) auftreten. In geringeren Mengen kann, insbesondere bei einer Legierungszugabe von Silizium, das die Karbidbildung hemmt, auch thermodynamisch metastabiler Restaustenit vorhanden sein. Metastabiler Restaustenit verbessert die Umformeigenschaften bei der Kaltformgebung.
  • DP-Stähle können sowohl durch Warmwalzen mit einer speziellen Walzstrategie als auch durch Kaltwalzen mit anschließender Wärmebehandlung hergestellt werden. Dazu sind für Warmband DP-Stahlanalysen nötig, deren Umwandlungsverhalten von einer starken voreutektoidischen Ferritbildung und einer zu längeren Zeiten verschobenen Perlitbildung geprägt ist. Für Kaltband sind Legierungszusammensetzungen sinnvoll, bei denen eine hohe Kohlenstoffaktivität und eine Verschiebung der Linie GOS im Eisen-Kohlenstoff-Diagramm nach rechts, d. h., zu höheren Kohlenstoffgehalten beobachtet wird, um so die Kohlenstoffanreicherung des Austenits bei der Glühung im Zweiphasengebiet Ferrit-Austenit zu begünstigen. Mit steigender Kohlenstoffaktivität reduziert sich die zu Entmischung notwendige Glühzeit. Mit steigendem Kohlenstoffgehalt des Austenits verringert sich die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit. Es können also nach der Glühung im Zweiphasengebiet geringere Abkühlungsgeschwindigkeiten angewendet werden, um ein überwiegend ferritisch-martensitisches Gefüge einzustellen.
  • Die Ferritbildung nach einer Warmumformung kann durch Silizium gefördert werden. Mit Mangan kann die Perlitbildung sowohl nach einer Warmumformung, als auch während einer kontinuierlichen Glühbehandlung unterdrückt werden.
  • Beim Warmwalzen bekannter siliziumhaltiger Stähle kommt es zur Bildung von rotem Zunder, verbunden mit der Gefahr der Zundereinwalzung. Dadurch können nach dem Beizen auch Oberflächeninhomogenitäten auf der Bandoberfläche vorhanden sein. Der rote Zunder, der auch mit sehr hohen Abspritzdrücken in der Warmbandstraße nicht entfernt werden kann, führt zudem zu einer Verringerung der Beizgeschwindigkeit. Damit ist ein deutlicher Produktivitätsabfall verbunden.
  • Siliziumhaltiger DP-Stahl ist in kontinuierlichen Feuerverzinkungslinien nicht verzinkbar, weil das Zink den Stahl nur sehr schlecht benetzt. Aus diesem Grunde ist es ebenfalls nicht möglich, siliziumhaltigen DP-Stahl in der Ausführung galvannealed herzustellen. Der Temperaturzyklus einer Galvannealing-Schmelztauchveredelung würde für Si-legierten DP-Stahl prinzipiell die Möglichkeit bieten, metastabilen Restaustenit zu erzeugen, durch den die Kaltumformbarkeit noch weiter verbessert wird.
  • Die Herstellung von DP-Kaltband der Oberflächenausführung galvannealed mittels einer kontinuierlichen Feuerverzinkungsanlage ist auch mit anderen für DP-Kaltband bisher bekannten Legierungskonzepten, einschließlich des Konzeptes mit Si, nicht betriebssicher möglich, da die Perlitbildung unter den Prozeßbedingungen der meisten z. Z. bestehenden Anlagen nicht ausreichend stark unterdrückt wird. Die Bildung von Perlit ist verbunden mit dem Verlust der Dualphasenstahl-Charakteristik.
  • Bekannte DP-Stähle mit überwiegendem Ferritanteil enthalten 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 1 % Cu, Ni und Mo (EP 0 072 867 B1). Beide Stähle enthalten Aluminium nur in Gehalten, die sich aus der Beruhigung mit Aluminium ergeben. DP-Stähle dieser Zusammensetzung scheiden aber aus dem oben genannten Grund für die Feuerverzinkung aus.
  • Andere Legierungskonzepte für als Kaltband darstellbare DP-Stähle enthalten 0,03 bis 0,12 % C, höchstens 0,8 % Si und 0,8 bis 1,7 % Mn (DE 29 24 340 C2). Derartige DP-Stähle reagieren wie DP-Stähle allgemein sehr empfindlich auf Änderungen der Glühparameter, hauptsächlich auf Änderungen der Abkühlungsgeschwindigkeit im Schnellkühlteil. Mit abnehmender Abkühlungsgeschwindigkeit kommt es häufig zu einer Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere des Streckgrenzenverhältnisses. Auch ein Stahl mit 0,08 bis 0,20 % C, 1,5 bis 3,5 % Mn, 0,1 bis 0,5 % Cr sowie 0,010 bis 0,1 % Nb (EP 0 501 605 A2) erlaubt die Darstellung eines DP-Stahles als Kaltband, macht aber beim Schweißen aufgrund des erhöhten Kohlenstoffäquivalentes größere Schwierigkeiten.
  • Daraus leitet sich die Aufgabe ab, Stähle zu entwickeln, die mindestens das hervorragende Spektrum der mechanischen Eigenschaften konventioneller DP-Stähle aufweisen, über eine gute Schweißeignung verfügen und zudem metallisch beschichtet, insbesondere durch Feuerverzinkung oberflächenveredelt werden können. Um die umformtechnischen Vorteile bei der Herstellung von korrosionsgeschützten Bauteilen nutzen zu können, ist eine feste Haftung der Beschichtung, z. B. einer Zink- oder Zink-Eisen-Legierungsschicht, notwendig. Aus betriebstechnischen Gründen ist ferner eine ausgeprägte Unempfindlichkeit gegen Glühparameterschwankungen gefordert, um eine gleichmäßige Produktqualität zu garantieren.
  • Zur Lösung dieser Aufgabe wird ein Stahl mit (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
    • Rest Eisen mit den erschmelzungsbedingten Verunreinigungen
    vorgeschlagen.
  • Neben diesen Hauptbestandteilen kann der Stahl auch noch folgende weitere Elemente enthalten (in Masse-%):
    • bis 0,05 % Titan
    • bis 0,8 % Chrom
    • bis 0,5 % Molybdän
    • bis 0,5 % Nickel
    • bis 0,05 % Niob
    • bis 0,08 % Phosphor.
  • Das Gefüge besteht nach dem Kaltwalzen mit nachfolgender Wärmebehandlung in einer Feuerverzinkungsanlage oder in einem Durchlaufglühofen aus eine ferritischen Matrix, in die inselförmig Martensit eingelagert ist. Je nach Herstellungsbedingungen können auch Anteile von Zwischenstufe und Restaustenit eingestellt werden.
  • Bei Einhaltung dieses Verfahrensweges sind bei dem mit Aluminium legierten Stahl folgende mechanischen Mindest-Kennwerte garantiert:
    • Dehngrenze Rp0,2 ≥ 200 N/mm2
    • Zugfestigkeit Rm ≥ 550 N/mm2
    • Bruchdehnung A80 ≥ 25 %
    • Streckgrenzenverhältnis Rp0,2 / Rm ≤ 0,7.
  • Aluminium stellt in dem beanspruchten Gehaltsbereich eine umfangreiche Ferritbildung bei der Glühung zwischen den Umwandlungstemperaturen Ac1 und Ac3 ohne Produktivitätsverlust sicher. Die Bildung von Perlit wird zu deutlich längeren Zeiten soweit verschoben, daß sie für großtechnisch leicht realisierbare Abkühlraten hinreichend unterdrückt wird. Im Falle der Erzeugung von Kaltband in der Ausführung "galvannealed" kann der Galvannealing-Prozeß unter üblichen Bedingungen durchgeführt werden, wobei eine Verbesserung der Phasen-Charakteristik durch Einstellung von Restaustenit möglich ist.
  • Die Haftung sowohl der Zinkschicht bei verzinktem Kaltband als auch der Zink-Eisen-Legierungsschicht bei galvannealtem Kaltband wird durch Aluminium deutlich verstärkt.
  • Mangan verzögert ebenfalls die Perlitbildung. Die mischkristallverfestigende Wirkung erhöht die Festigkeit des Stahls. Vor dem Hintergrund des erhöhten Mangangehaltes ist eine Behandlung der Schmelze mit Calcium sinnvoll, um gestreckte Mangansulfide und andere Sulfide in eine globulare Form zu überführen, die einer Umformung weniger abträglich ist.
  • Der Kohlenstoffgehalt sollte aus Festigkeitsgründen mindestens 0,05 % betragen. Aus Gründen der Schweißbarkeit sollte nicht mehr als 0,3 % C im Stahl enthalten sein.
  • Die Faktultativzusätze haben folgende Wirkungen:
  • Titan bis 0,05 % führt zur Festigkeitssteigerung durch Kornfeinung und Ausscheidungshärtung und verbessert die Kaltumformbarkeit.
  • Chrom erhöht die Festigkeit und verbessert die Anlaßbeständigkeit des Martensits und ermöglicht somit die volle Ausschöpfung des Bake-Hardenig Potentials. Mehr als 0,8 % Cr sind jedoch nicht erforderlich und würden nur den Preis erhöhen.
  • Molybdän bis 0.5 % senkt die kritische Abkühlungsgeschwindigkeit und verringert somit die Gefahr der Ausbildung von Eigenspannungen dritter Art, da vor der Feuerverzinkung mit geringerer Kühlleistung gearbeitet werden kann. Dies bietet eine größere Sicherheit gegenüber Bandwelligkeit infolge Eigenspannungen dritter Art.
  • Nickel dient zur Festigkeitssteigerung durch Mischkristallverfestigung und zur Absenkung der Umwandlungstemperaturen und der zur diffusionslosen Umwandlung erforderlichen Abkühlungsgeschwindigkeiten. Ferner wirkt Nickel in einer Menge bis 0,5 % austenitstabilisierend.
  • Niob wirkt als Mikrolegierungselement in Mengen bis 0,05 % durch Kornfeinung und Ausscheidungshärtung festigkeitssteigernd und verbessert die Durchhärtbarkeit.
  • Phosphor bis 0,08 % kann zur Festigkeitssteigerung durch Mischkristallverfestigung zulegiert werden.
  • Der erfindungsgemäße Stahl ist besonders unempfindlich gegen Änderungen der Glühparameter. Ein Stahl dieser Zusammensetzung kann sehr betriebssicher, d. h. unabhängig von Schwankungen der Erzeugungsbedingungen, produziert werden. Er läßt sich außerdem sehr gut beschichten, insbesondere verzinken. Beim Vorprodukt Warmband kommt es nicht zur Bildung von rotem Zunder.
  • Die Einstellung eines bestimmten Warmbandausgangsgefüges ist nicht notwendig. Kaltwalztechnisch ist es günstig, von einem ferritisch-perlitischen Gefüge auszugehen, das durch Haspeln bei Temperaturen über 600 °C erhalten wird.
  • Nach dem Kaltwalzen mit einem Kaltwalzgrad ε ≥ 40 % erfolgt die Rekristallisation des Gefüges zwischen 740 und 850 °C. Aus dem Zweiphasengebiet Ferrit-Austenit wird nachfolgend auf Zinkbadtemperatur abgekühlt. Die Abkühlungsgeschwindigkeiten liegen dabei zwischen 10 und 50 K/s. Die Zinkbadtemperaturen liegen zwischen 450 und 485 °C. Eine Langsamkühlung bis auf Temperaturen von 650 °C vor der Schnellkühlung ist ebenfalls zulässig und bietet die Möglichkeit, die Anreicherung des Austenits mit Kohlenstoff gezielt zu steuern. Auch bei dieser Langsamkühlung besteht nicht die Gefahr der Perlitbildung, weil Aluminium die Perlitbildung zu deutlich längeren Zeiten verschiebt.
  • Zur Erzeugung eines ferritisch-martensitischen Gefüges können bei dem mit Aluminium legierten Stahl geringere Abkühlungsgeschwindigkeiten eingestellt werden. Dies fördert die Produktionssicherheit im allgemeinen und gewinnt mit zunehmender Banddicke weitere Bedeutung, weil mit steigender Dicke die notwendige Kühlleistung zunimmt. Erhöhte Abkühlungsgeschwindigkeiten sind anlagentechnisch aufwendiger. Die Wärmebehandlung kann statt in einer Feuerverzinkungslinie auch in einem Durchlaufofen durchgeführt werden.
  • Nach der Verzinkung erfolgt in einer Feuerverzinkungslinie eine sofortige Abkühlung oder bei Erzeugung eines Kaltbandes mit Zink-Eisen-Legierungsschicht in der Ausführung "galvannealed" ein Wiederaufheizen des Stahles auf Temperaturen zwischen 480 bis 580 °C.
  • Das neue Legierungskonzept gestattet die Produktion eines höherfesten, gut kaltumformbaren, oberflächenveredelten, also beschichteten, schweißbaren Kaltbandes in den Ausführungen "verzinkt" und eines höherfesten, gut kaltumformbaren, oberflächenveredelten Kaltbandes in der Ausführung "galvannealed" mit verbesserter Punktschweißbarkeit, die besonders in automatisierten Schweißlinien gefordert ist.
  • Ein besonderes Kennzeichen des erfindungsgemäßen Stahles ist seine ausgeprägte Unempfindlichkeit gegen Glühparameterschwankungen, die zu einem hohen Maß an Produktionssicherheit führt.
    • Beispiel 1
  • Ein erfindungsgemäßer Stahl A mit 0,073 % C, 0,052 % Si, 1,44 % Mn, 1,27 % Al, 0,35 % Cr, 0,02 % P und 0,001 % S wurde in einem Konverterstahlwerk erschmolzen, in einer Warmbreitbandstraße bei einer Endwalztemperatur von 920 °C warmgewalzt und bei einer Haspeltemperatur von 680 °C aufgewickelt. Nach der Beizung mit Schwefelsäure erfolgte die Kaltwalzung in einer fünfgerüstigen Tandemstraße mit einem Kaltwalzgrad von ε = 75 % von 3,04 mm auf 0,77 mm.
  • In einer Feuerverzinkungsanlage wurde der Stahl mit 6 K/s auf 750 °C erwärmt und anschließend mit 1,2 K/s auf 830 °C weiter aufgeheizt. Aus dem Zweiphasengebiet erfolgte dann zuerst eine langsame Abkühlung mit 4 K/s auf 680 °C gefolgt von einer beschleunigten Abkühlung mit 20 K/s auf 470 °C. Nach dem Durchlaufen des 470 °C warmen Zinkbandes wurde mit 10 K/s auf Raumtemperatur abgekühlt. Der Stahl A wurde sofort in Linie mit einem Dressiergrad von 0,8 % nachgewalzt.
  • Dieser Dualphasenstahl besitzt nach der Glühbehandlung eine ferritische Matrix, in die gleichmäßig Martensitinseln eingelagert sind. Der Martensit befindet sich sowohl auf den Tripelpunkten der Ferritkörner als auch entlang der Ferritkorngrenzen. Die Ferritkorngröße beträgt rund 60 µm2. Bainit oder andere Gefügebestandteile sind nicht vorhanden.
  • Dieser Stahl besitzt folgende mechanischen Eigenschaften:
    • Dehngrenze Rp0,2 = 308 N/mm2
    • Zugfestigkeit Rm = 551 N/mm2
    • Bruchdehnung A80 = 32,6 %
    • Streckgrenzenverhältnis Rp0,2 / Rm = 0,56.
  • Verzinkter Dualphasenstahl ist quasi-isotrop. Die planare Isotropie Δr beträgt - 0,02.
    • Beispiel 2
  • Ein weiterer erfindungsgemäßer Stahl B mit derselben Analyse wie Stahl A wurde in einem Konverterstahlwerk erschmolzen, in einer Warmbreitbandstraße bei einer Endwalztemperatur von 880 °C zu Warmband warmgewalzt, und dieses wurde bei einer Haspeltemperatur von 695 °C aufgewickelt. Nach der Beizung mit Schwefelsäure erfolgte die Kaltwalzung in einer fünfgerüstigen Tandemstraße mit einem Kaltwalzgrad von ε = 80 % von 3,44 mm auf 1,04 mm.
  • In einer Feuerverzinkungsanlage wurde das Kaltband mit 6 K/s auf 750 °C erwärmt und anschließend mit 1,2 K/s auf 830 °C weiter aufgeheizt. Aus dem Zweiphasengebiet erfolgte dann zuerst eine langsame Abkühlung mit 4 K/s auf 720 °C, gefolgt von einer beschleunigten Abkühlung mit 20 K/s auf 470 °C. Nach dem Durchlaufen des 470 °C warmen Zinkbades folgte eine induktive Aufheizung mit 12 K/s bis auf die Galvannealing-Temperatur von 520 °C und anschließend eine Abkühlung mit 10 K/s auf Raumtemperatur. Das galvannealte Kaltband aus dem Stahl B wurde sofort in Linie mit einem Dressiergrad von 1,1 % kalt nachgewalzt.
  • Das galvannealte Kaltband besitzt nach der Glühbehandlung eine perlitfreie ferritische Matrix mit einer Ferritkorngröße von rund 60 µm2, in die Martensitinseln gleichmäßig eingelagert sind. Die Martensitinseln konzentrieren sich auf die Tripelpunkte der Ferritkörner, treten jedoch auch entlang der Ferritkorngrenzen, vergesellschaftet mit Spuren von Bainit, auf.
  • An Proben aus dem galvannealten Kaltband aus dem Stahl B wurden die in Tafel 2 angegebenen mechanischen Eigenschaften ermittelt.
  • Das galvannealte Kaltband ist quasi-isotrop mit einem Δr - Wert = - 0,07
    Figure imgb0001
    .
    • Beispiel 3
  • Zum Vergleich dient der Stahl V mit der Zusammensetzung gemäß Tafel 1. Dieser Stahl ist nicht betriebssicher feuerverzinkbar und nicht in der Ausführungsform galvannealed darstellbar, weil die Perlitbildung nicht ausreichend stark unterdrückt wird. Die mechanischen Werkstoffkennwerte dieses Stahls liegen im Streuband der Eigenschaften von DP-Kaltband. Die festigkeitsniveaubezogene Duktilität Rm · A80 ist jedoch deutlich geringer als bei aluminiumlegiertem DP-Kaltband, wie aus Tafel 2 hervorgeht.
    • Beispiel 4
  • Ein weiterer erfindungsgemäßer Stahl C legiert mit 0,21 % C, 1,50 % Mn, 1,03 % Al wurde in einem Induktionsofen erschmolzen. Der abgegossene Block wurde ausgeschmiedet und nach mechanischer Bearbeitung warmgewalzt. Der letzte Walzstich fand zwischen 920 und 950 °C statt. Die Abkühlung des Warmbandes erfolgte an ruhender Luft. Nach dem Beizen wurde das Warmband mit einem Kaltwalzgrad von ε = 66 % auf eine Enddicke von 1 mm kaltgewalzt.
  • Unter Umgebungsatmosphäre wurde dann eine Kaltbandprobe konduktiv mit 7 K/s auf 740 °C erwärmt und anschließend mit 1,2 K/s auf 820 °C weiter aufgeheizt. Aus dem Zweiphasengebiet erfolgte dann eine beschleunigte Abkühlung mit 35 K/s auf 550 °C, gefolgt von einer milderen Abkühlung mit 4 K/s auf eine Temperatur von 450 °C entsprechend einer üblichen Zinkbadtemperatur. Danach wurde die Probe mit 7 K/s auf eine Temperatur von 500 °C erwärmt, 5 s bei 500 °C gehalten, anschließend mit 35 K/s auf 350 °C und abschließend mit 10 K/s auf Raumtemperatur abgekühlt. Der Zyklus entspricht einem üblichen Galvannealing-Prozeß.
  • Die wie galvannealtes Kaltband wärmebehandelte Probe aus dem erfindungsgemäßen Stahl C besitzt nach der Glühbehandlung eine perlitfreie ferritische Matrix, in die Martensitinseln und Bainitbereiche mit 8,5-Vol.% Restaustenit gleichmäßig eingelagert sind. Diese eingelagerten Phasen finden sich entlang der Korngrenzen, konzentrieren sich dabei auf die Tripelpunkte der Ferritkörner. Die Ferritkorngröße beträgt etwa 70 µm2.
  • Dieser erfindungsgemäße Stahl besitzt die in Tafel 2 angegebenen mechanischen Eigenschaften.
    • Beispiel 5
  • Ein erfindungsgemäßer Stahl D, legiert mit 0,21 % C, 1,49 % Mn, 1,99 % Al, wurde in einem Induktionsofen erschmolzen. Der abgegossene Block wurde ausgeschmiedet und nach mechanischer Bearbeitung warmgewalzt. Der letzte Walzstich fand zwischen 920 und 950 °C statt. Die Abkühlung des Warmbandes erfolgte an ruhender Luft. Nach dem Beizen wurde das Warmband mit einem Kaltwalzgrad von ε = 66 % zu einem Kaltband mit einer Enddicke von 1 mm kaltgewalzt.
  • Unter Umgebungsatmosphäre wurde dann eine Kaltbandprobe konduktiv mit 7 K/s auf 760 °C erwärmt und anschließend mit 1,2 K/s auf 840 °C weiter aufgeheizt. Aus dem Zweiphasengebiet erfolgte dann eine beschleunigte Abkühlung mit 35 K/s auf 550 °C, gefolgt von einer milderen Abkühlung mit 4 K/s auf eine Temperatur von 450 °C, entsprechend einer typischen Zinkbadtemperatur. Anschließend wurde die Probe mit 7 K/s auf eine Temperatur von 500 °C erwärmt, 5 s bei 500 °C gehalten, danach mit 35 K/s auf 350 °C und abschließend auf Raumtemperatur mit 10 K/s abgekühlt. Dieser Zyklus entspricht einem üblichen Galvannealing-Prozeß.
  • Dieser erfindungsgemäße Stahl D besitzt nach der Glühbehandlung eine perlitfreie ferritische Matrix, in die Martensitinseln und Bainitbereiche mit 11-Vol.% Restaustenit gleichmäßig eingelagert sind. Diese eingelagerten Phasen finden sich entlang der Korngrenzen, konzentrieren sich dabei auf die Tripelpunkte der Ferritkörner. Die Ferritkorngröße beträgt etwa 80 µm2. Proben des so erzeugten beschichteten Kaltbandes besitzen mechanische Eigenschaften, wie sie in Tafel 2 angegeben sind. Tafel 1
    Chemische Zusammensetzung (in Masse - %)
    Stahl C Mn Si Al Cr P S
    A, B 0,073 1,44 0,052 1,27 0,35 0,02 0,001
    V 0,092 1,24 0,035 0,04 0,47 0,014 0,014
    C 0,21 1,50 0,06 1,03 --- <0,005 <0,003
    D 0,20 1,49 0,04 1,99 --- <0,005 <0,003
    A bis D: Erfindungsgemäße Stähle
    V: Vergleichsstahl
    Tafel 2
    Festigkeitseigenschaften
    Stahl A B V C D
    Streckgrenze Rp0,2(N/mm2) 308 329 265 372 365
    Zugfestigkeit Rm(N/mm2) 551 551 501 656 658
    Gleichmaßdehnung Ag (%) 21,1 21,4 17 20,5 26,0
    Bruchdehnung A80 (%) 32,6 31,6 27 27,8 32,9
    nlängs 0,207 0,198 0,258 0,23 0,28
    senkrechte Anisotropie rlängs 0,71 0,64 - 0,80 0,80
    Streckgrenzenverhältnis Rp0,2/Rm 0,56 0,6 0,53 0,57 0,55
    Rm · A80 (N/mm2 · %) 17467 17467 13527 18237 21648

Claims (6)

  1. Kaltgewalztes Blech oder Band aus einem Stahl mit (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,
    Rest Eisen mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen,
    einem perlitfreien, überwiegend ferritischen Gefüge, in dem Martensit und gegebenenfalls Bainit und/oder Restaustenit eingelagert sind, das hohe Festigkeit (Rp0,2 ≥ 200 N/mm2, Rm ≥ 550 N/mm2) mit guter Duktilität (A80 ≥ 25 %) verbindet und eine durch Schmelztauchen beschichtete Oberfläche besitzt.
  2. Kaltgewalztes Blech oder Band aus einem Stahl der Zusammensetzung nach Anspruch 1, der zusätzlich (in Masse-%)
    bis 0,05 % Titan,
    bis 0,8 % Chrom,
    bis 0,5 % Molybdän,
    bis 0,5 % Nickel,
    bis 0,05 % Niob,
    bis 0,08 % Phosphor
    enthält.
  3. Kaltgewalztes Blech oder Band nach Anspruch 1 oder 2 mit metallisch beschichteter, insbesondere verzinkter Oberfläche.
  4. Kaltgewalztes Blech oder Band nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß es galvannealed ist.
  5. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Bleches oder Bandes nach Anspruch 3 aus einem Stahl der Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß warmgewalztes Band nach dem Haspeln mit einem Verformungsgrad von mindestens 40 % kaltgewalzt wird, das kaltgewalzte Band dann bei einer Temperatur im Bereich von 740 bis 850 °C rekristallisierend geglüht und unmittelbar anschließend metallisch beschichtet, insbesondere feuerverzinkt wird.
  6. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Bleches oder Bandes nach Anspruch 4 aus einem Stahl der Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß warmgewalztes Band nach dem Haspeln mit einem Verformungsgrad von mindestens 40 % kaltgewalzt wird, das kaltgewalzte Band bei einer Temperatur im Bereich von 740 bis 850 °C rekristallisierend geglüht und unmittelbar anschließend einer Galvanneal-Behandlung unterworfen wird.
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