EP1380663A1 - Kaltband aus ULC - Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents

Kaltband aus ULC - Stahl und Verfahren zu seiner Herstellung Download PDF

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EP1380663A1
EP1380663A1 EP02014692A EP02014692A EP1380663A1 EP 1380663 A1 EP1380663 A1 EP 1380663A1 EP 02014692 A EP02014692 A EP 02014692A EP 02014692 A EP02014692 A EP 02014692A EP 1380663 A1 EP1380663 A1 EP 1380663A1
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EP
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weight
cold strip
cold
strip
content
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP02014692A
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English (en)
French (fr)
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Rolf Dipl.-Ing Bode
Christine Dr. Escher
Manfred Dipl.-Ing. Menne
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Stahl AG
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Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Stahl AG filed Critical ThyssenKrupp Stahl AG
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Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing

Definitions

  • the invention relates to a cold strip from a ULC steel, which have good bake hardening properties and good ones Deformation properties with a high yield strength having.
  • the invention relates to a Process for producing such a cold strip.
  • the cold strip according to the invention is intended in particular Suitable for a zinc coating.
  • a cold strip of the type mentioned above which especially for the production of panels with a excellent surface quality and are a process for its production known for example from EP 0 816 524 A1.
  • the well-known steel sheet is made of an extremely little Carbon-containing steel manufactured, which (in % By weight) 0.0010 to 0.01% C, ⁇ 0.2% Si, 0.1 to 1.5% Mn, 0 to 0.05% P, ⁇ 0.02 S, 0.03 to 0.1% sol.
  • Nb is in the range of 0.005 to 0.08% by weight and Ti in contents of 0.01 to 0.07% by weight available.
  • EP 0 816 524 A1 known steel sheets for example from Automotive industry in terms of formability and general mechanical properties of such sheets not meet the requirements set out safely.
  • the object of the invention was therefore a good malleable and at the same time for a zinc coating suitable steel sheet and a method for the same Creating manufacturing.
  • a cold strip which (in% by weight) ⁇ 0.0030% C, ⁇ 0.005% Nb with the proviso that the content of Nb is ⁇ 93/12 *% C, with " % C "denotes the C content in% by weight, ⁇ 0.0050% Ti and optionally one or more of the following Alloying elements: Si: ⁇ , 10%, Mn: ⁇ 0.20%, P: ⁇ 0.015%, S: ⁇ 0.015%, Al g : 0.005 - 0.05%, N: ⁇ 0.0040%, Cr: ⁇ 0.05%, Cu: ⁇ 0.05%, Ni: ⁇ 0.05%, Mo: ⁇ 0.020%, Sn: ⁇ 0.020%, B: ⁇ 0.0004, and the balance contains iron and usual impurities.
  • the steel sheet composed in this way according to the invention has good galvanizability and bake hardening properties of BH 0 > 15 N / mm 2 and BH 2 > 20 N / mm 2 , good deformation properties which are reflected in the n value ⁇ 0.18 and a Yield strength from 170 N / mm 2 to 230 N / mm.
  • the tensile strength of cold strips according to the invention is regularly in the range from 280 to 340 N / mm 2 . Strains A 80 of ⁇ 35% and r m values> 1.3 are also achieved.
  • Bake hardening values BH 0 of 25 N / mm 2 - 45 N / mm 2 and BH 2 of 25 N / mm 2 - 45 N / mm 2 can be achieved by using one or more of the options for optimizing the composition according to the invention explained below become.
  • the peculiarity of the steel sheet according to the invention lies in addition to its improved over the prior art mechanical properties in that the titanium content is largely reduced and the Nb content in Relationship to the C content is chosen so that after a corresponding heat treatment more dissolved carbon is present than is the case with higher Ti contents. This is especially true when compared to such titanium and Steels containing niobium in which at least one is used for sufficient nitrogen stoichiometric binding Amount of titanium added to the steel. Therefore has a sheet according to the invention Taking into account his prescribed according to the invention Ratio of the Nb content of C added at least 0.005% by weight. They are particularly safe effects achieved by the invention reached when the Nb content remains unchanged The addition requirements are at least 0.008% by weight.
  • Nb which is substoichiometric with respect to carbon
  • the addition of Nb which is substoichiometric with respect to carbon is essential for reliably achieving such good values for the bake hardening property.
  • Compliance with this Nb / C ratio is of particular importance if the heat treatment of the steel is to be carried out at temperatures below 850 ° C.
  • annealing carried out at these temperatures leads to improved bake hardening properties compared to the prior art.
  • BH 2 values can be guaranteed, which are safely in the range from 20 N / mm 2 to 40 N / mm 2 .
  • the ratio of the contents of niobium and carbon above stoichiometric compositions such good bake hardening properties are only achieved at annealing temperatures well above 850 ° C.
  • Ti-free steels Ti content ⁇ 0.0010% by weight
  • Ti contents> 0.0050% by weight Mechanical properties that are only marginal increased Ti contents
  • the yield strength and tensile strength according to the invention were largely Ti-free steels 10 to 20 N / mm 2 lower than in steels, the Ti contents of> 0.0050 to 0.0070% by weight at (Ti / N) atomic ratios from 0.67 to 0.90.
  • the elongation at break of steels according to the invention was 2% to 3%, the rq value by 0.1 to 0.4 and the n value by 0.01 to 0.02 higher than in the compared low-Ti steels.
  • the operational testing of the alloy concept according to the invention confirmed its advantages over the low-Ti steel compositions.
  • the Ti content is therefore preferably limited to ⁇ 0.0015% by weight, in particular ⁇ 0.0010% by weight.
  • the Mn content is up according to the invention at most 0.2% by weight, but preferably at most 0.15% by weight of Mn or lower values are limited. In order to safely set sulfur however, the Mn content should not be less than 0.11% by weight.
  • the above mentioned object is achieved in that a steel melt having a composition of the invention, preferably in the strand is cast into a precursor material, that the starting material to hot band with a preferably above the A r3 temperature, in particular above 900 ° C, lying hot rolling end temperature is hot rolled, that the hot strip is coiled with a reel temperature that is preferably more than 650 ° C, in particular more than 700 ° C, that the hot strip is cold rolled into cold strip, and that the cold strip is subjected to a heat treatment in a continuous process , the temperature T HZ in the holding zone of the heat treatment device used for this is> 820 ° C.
  • Annealing temperatures make the process according to the invention especially for combination with hot-dip galvanizing suitable. So the one that takes place in the run Heat treatment in the course of a hot-dip galvanizing treatment the cold strip.
  • the cold strip obtained has good bake hardening properties without it annealing at high, 850 ° C considerably exceeding temperatures.
  • the degree of forming achieved by dressing is 0.5% to 2.0%, preferably 1.0% to 1.5%.
  • the hot strips were then cold-rolled into cold strips KB1, KB2, KB3, KB4, KB5 with a thickness of 0.8 mm suitable for processing into body components and subjected to annealing in a continuous furnace, in which the cold strips are placed in the holding zone of the furnace Temperature T HZ have been kept.
  • the cold strips KB1 - KB5 were dressed at skin pass degrees G.
  • the mechanical and technological properties of the yield strength R p , tensile strength R m , uniform elongation A g1, elongation A 80 , r value, n value, BH 0 value and BH 2 are for the sheets KB1 - KB5 that do not have yield strength in this state -Value of cold strips KB1, KB2 have been determined. Subsequently, samples of the cold strips KB1 - KB5 were subjected to an artificial aging treatment, in which they were kept at a temperature of 100 ° C. for one hour.
  • Table 1.2 contains the mechanical-technological Properties of the cold strips KB1 to KB5 in the trained state.
  • Table 1.4 shows the mechanical-technological properties of the samples of the Cold strips KB1 to KB5 indicated in the aged condition.
  • the heat treatment of the cold strips KB1 to KB5 was part a coating process within which the Cold strips KB1 to KB5 in a known manner with a Galvannealed coating has been provided.
  • Diag. 9 and in the diagram Diag. 10 are those after an annealing of 810 ° C and in the diagrams Diag. 11 and Diag. 12 the BH 0 - (Diag. 9,11) or BH 2 values (Diag. 10,12) that can be determined after annealing at 840 ° C for the samples C1 - C5, CH1 - CH5 and Cerf via the ratio Nb- Content / C content applied.
  • the bake hardening properties the titanium-free sample Cerf according to the invention with the same Nb / C ratio at the level of the bake hardening values the low titanium variant ((Ti / N) at ⁇ 1).
  • the inventive has Sample Cerf at the same time compared to the low Ti ones Samples improved mechanical properties.
  • Diag. 9 to 12 are recognizable much worse bake hardening values with one too Nitrogen overstoichiometric addition of titanium.
  • Table 3 shows the properties of the Cold strips produced according to the invention Properties from a conventional, a higher Ti content of ULC steel (C: 0.002%, Mn: 0.20%, P: 0.01%, S: 0.006%, Si: 0.046%, Al: 0.035%, N: 0.0022%, Cu: 0.011%, Cr: 0.026%, Ni: 0.019%, Nb: 0.002%, Ti: 0.012%, Mo: 0.002%, B: 0.0003%, Sn: 0.010 % (all figures in% by weight)) of cold rolled strip juxtaposed.
  • the cold strips according to the invention were free from elongation limit. Even after artificial aging, it can be deduced from the mechanical properties that there is sufficient security to avoid flow figures when pressing components up to a period of at least 3 months (after the sheet has been produced).

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Kaltband und ein Verfahren, das mit Bake-Hardening-Eigenschaften von BH0 > 15 N/mm<2> und BH2 > 20 N/mm<2>, gute Verformungseigenschaften, eine Streckgrenze von 170 N/mm<2> bis 230 N/mm sowie einen n-Wert >= 0,18 aufweist, enthaltend (in Gew.-%) C: <= 0,0030 %, Nb: >= 0,005 % mit der Maßgabe, daß der Gehalt an Nb < (93/12) * %C beträgt, mit %C = C-Gehalt in Gew.-%, Ti: < 0,0050 %, wahlweise eines oder mehrere der folgenden Legierungselemente Si: <=0,10 %, Mn: <=0,20 %, P: <=0,015 %, S: <=0,015 %, Alg: 0,005 - 0,05 %, N: <=0,0040 %, Cr: <=0,05 %, Cu: <=0,05 %, Ni: <=0,05 %, Mo: < 0,020 %, Sn: < 0,020 %, B: < 0,0004, und als Rest Eisen sowie übliche Verunreinigungen.

Description

Die Erfindung betrifft ein Kaltband aus einem ULC-Stahl, welches gute Bake-Hardening-Eigenschaften und gute Verformungseigenschaften bei einer hohen Streckgrenze aufweist. Darüber hinaus betrifft die Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Kaltbands. Dabei soll das erfindungsgemäße Kaltband sich in besonderer Weise für eine Zinkbeschichtung eignen.
Ein Kaltband der voranstehend genannten Art, welches insbesondere zur Herstellung von Panelen mit einer ausgezeichneten Oberflächenbeschaffenheit geeignet sein soll, und ein Verfahren zu dessen Herstellung sind beispielsweise aus der EP 0 816 524 A1 bekannt. Das bekannte Stahlblech ist aus einem extrem wenig Kohlenstoff enthaltenden Stahl hergestellt, der (in Gew.-%) 0,0010 bis 0,01 % C, ≤ 0,2 % Si, 0,1 bis 1,5 % Mn, 0 to 0,05 % P, ≤ 0,02 S, 0,03 bis 0,1 % sol. A1 und ≤ 0,0040 % N sowie mindestens eines der Elemente Nb und Ti enthält. Zusätzlich ist Nb in Gehalten von 0,005 bis 0,08 Gew.-% und Ti in Gehalten von 0,01 bis 0,07 Gew.-% vorhanden.
In dem aus der EP 0 816 524 A1 bekannten Stahl wird Mangan als unverzichtbares Element benötigt, um die Festigkeit des Stahls ohne eine Verminderung der Verzinkbarkeit zu erhöhen und der Warmbrüchigkeit durch Bildung von MnS vorzubeugen. Dementsprechend enthalten die in der EP 0 816 524 A1 angegebenen, die gemäß dem Stand der Technik erforderlichen Nb- bzw. Ti-Gehalte aufweisenden Ausführungsbeispiele jeweils Mn-Gehalte von mindestens 0,26 Gew.-%.
Gleichzeitig haben bei gemäß der EP 0 816 524 A1 ausgebildeten Stahlblechen der Nb-Gehalt "%Nb", der Ti-Gehalt "%Ti" und der N-Gehalt "%N" folgende Bedingungen zu erfüllen: {(12/93)%Nb + (12/48)%Ti*}≥ 0,0005 und 0 ≤ {(12/93)%Nb + (12/48)%Ti*} ≤ 0,0015, mit %Ti* = %Ti - {(12/93)%Nb + (48/14)%N}. Titan und Niob werden im Stand der Technik in diesem Zusammenhang als im gleichen Maße wesentliche Bestandteile des bekannten Stahls bezeichnet. Ihr Zweck wird in der Bildung von Ausscheidungen, wie NbC, TiC etc., gesehen, deren Gehalt in dem bekannten Stahl nicht weniger als 5 ppm betragen soll. Mit der speziellen Bemessung der Gehalte an Niob bzw. Titan soll gemäß der EP 0 816 524 A1 der n-Wert des erhaltenen Kaltbandes gesteigert und der Gehalt an gelöstem Kohlenstoff auf höchstens 15 ppm beschränkt werden.
Die gemäß der EP 0 816 524 A1 einzuhaltenden Obergrenzen der Ti- und Nb-Gehalte werden damit begründet, daß bei höherem Anteil dieser Elemente nicht mehr genügend gelöster Kohlenstoff zur Verfügung stehe, um die gewünschten Bake-Hardening-Eigenschaften zu erreichen. Sofern bei den in der EP 0 816 524 A1 angegebenen Beispielen Ti-Gehalte angegeben sind, betragen diese jeweils mindestens 0,018 Gew.-%. Die Nb-Gehalte liegen bei den betreffenden Beispielen, sofern gleichzeitig mit Ti vorhanden, zwischen 0,009 Gew.-% und 0,023 Gew.-%, während dann, wenn kein Ti vorhanden ist, die in der EP 0 816 524 A1 angegebenen Beispiele zwischen 0,006 Gew.-% und 0,054 Gew.-% aufweisen.
In der Praxis zeigt sich, daß die aus der EP 0 816 524 A1 bekannten Stahlbleche die beispielsweise von der Automobilindustrie hinsichtlich der Umformbarkeit und den allgemeinen mechanischen Eigenschaften solcher Bleche aufgestellten Anforderungen nicht sicher erfüllen.
Die Aufgabe der Erfindung bestand daher darin, ein gut verformbares und gleichzeitig für eine Zinkbeschichtung geeignetes Stahlblech und ein Verfahren zu dessen Herstellung zu schaffen.
Diese Aufgabe wird zum einen durch ein Kaltband gelöst, das (in Gew.-%) ≤ 0,0030 % C, ≥ 0,005 % Nb mit der Maßgabe, daß der Gehalt an Nb < 93 / 12 * %C beträgt, wobei mit "%C" der C-Gehalt in Gew.-% bezeichnet ist, < 0,0050 % Ti sowie wahlweise eines oder mehrere der folgenden
Legierungselemente: Si: ≤ , 10 %, Mn: ≤ 0,20 %,
P: ≤ 0,015 %, S: ≤ 0,015 %, Alg: 0,005 - 0,05 %,
N: ≤ 0,0040 %, Cr: ≤ 0,05 %, Cu: ≤ 0,05 %, Ni: ≤ 0,05 %,
Mo: < 0,020 %, Sn: < 0,020 %, B: < 0,0004, und als Rest Eisen sowie übliche Verunreinigungen enthält.
Das in dieser Weise erfindungsgemäß zusammengesetzte Stahlblech weist eine gute Verzinkbarkeit und Bake-Hardening-Eigenschaften von BH0 > 15 N/mm2 und BH2 > 20 N/mm2, sich im n-Wert ≥ 0,18 niederschlagende gute Verformungseigenschaften sowie eine Streckgrenze von 170 N/mm2 bis 230 N/mm auf. Die Zugfestigkeit erfindungsgemäßer Kaltbänder liegt regelmäßig im Bereich von 280 - 340 N/mm2. Ebenso werden Dehnungen A80 von ≥ 35 % und rm-Werte > 1,3 erreicht. Bei Ausnutzung einer oder mehrerer der nachfolgend erläuterten Möglichkeiten der Optimierung der erfindungsgemäßen Zusammensetzung können Bake-Hardening-Werte BH0 von 25 N/mm2 - 45 N/mm2 und BH2 von 25 N/mm2 - 45 N/mm2 erzielt werden.
Die Besonderheit des erfindungsgemäßen Stahlblechs liegt neben seinen gegenüber dem Stand der Technik verbesserten mechanischen Eigenschaften darin, daß der Titan-Gehalt weitestgehend reduziert ist und der Nb-Gehalt im Verhältnis zum C-Gehalt so gewählt ist, daß nach einer entsprechenden Wärmebehandlung mehr gelöster Kohlenstoff vorliegt, als dies bei höheren Ti-Gehalten der Fall ist. Dies gilt insbesondere im Vergleich zu solchen Titan und Niob enthaltenden Stählen, bei denen mindestens eine zur stöchiometrischen Abbindung des Stickstoffs ausreichende Menge an Titan dem Stahl zugegeben worden ist. Daher weist erfindungsgemäßes Blech einen unter Berücksichtigung seines erfindungsgemäß vorgeschriebenen Verhältnisses zum C-Gehalt zugegebenen Gehalt an Nb von mindestens 0,005 Gew.% auf. Besonders sicher werden die durch die Erfindung erzielten Effekte dabei dann erreicht, wenn der Nb-Gehalt bei im übrigen unveränderten Zugabevorschriften mindestens 0,008 Gew.-% beträgt.
Die bei erfindungsgemäßen Stählen nach Durchlauf der Wärmebehandlung vorhandene große Menge an gelöstem Kohlenstoff bestätigt die Feststellung der Erfinder, daß es bei Stählen mit oberhalb der erfindungsgemäß vorgeschriebenen Obergrenze liegenden Ti-Gehalten zur Entstehung von Ti-Karbosulfiden kommt, welche sich im Zuge einer Wärmebehandlung nur schwer lösen lassen. Erfindungsgemäß zusammengesetzte Bleche mit auf ein Minimum reduziertem Ti-Gehalt weisen dagegen bei gleichen Nb/C-Verhältnissen regelmäßig bessere Bake-Hardening-Eigenschaften auf als Titan enthaltende Stahlbleche. So erreichen erfindungsgemäße Stahlbleche sicher BH-Werte von mindestens 15 N/mm2.
Wesentlich für das sichere Erreichen derart guter Werte der Bake-Hardening-Eigenschaft ist neben der Reduzierung des Ti-Gehalts die gegenüber Kohlenstoff unterstöchiometrische Zugabe an Nb. Die Einhaltung dieses Nb/C-Verhältnisses ist von besonderer Bedeutung, wenn die Wärmebehandlung des Stahls bei Temperaturen von weniger als 850 °C durchgeführt werden soll. Überraschend hat sich herausgestellt, daß bei erfindungsgemäß zusammengesetzten Stählen ein bei diesen Temperaturen durchgeführtes Glühen zu gegenüber dem Stand der Technik verbesserten Bake-Hardening-Eigenschaften führt. So lassen sich bei niedrigen Glühtemperaturen und Einhaltung des erfindungsgemäßen Verhältnisses von Niob- zu Kohlenstoffgehalt BH2-Werte gewährleisten, die sicher im Bereich von 20 N/mm2 bis 40 N/mm2 liegen. Bei in Bezug auf das Verhältnis der Gehalte an Niob und Kohlenstoff überstöchiometrischen Zusammensetzungen werden derart gute Bake-Hardening-Eigenschaften erst bei weit über 850 °C liegenden Glühtemperaturen erreicht.
Dabei zeichnen sich erfindungsgemäß beschaffene, weitestgehend Ti-freie Stähle (Ti-Gehalt ≤ 0,0010 Gew.-%) durchgängig auch gegenüber solchen Stählen durch bessere mechanische Eigenschaften aus, die nur geringfügig angehobene Ti-Gehalte (Ti-Gehalte > 0,0050 Gew.-%) aufweisen. Dies ist im wesentlichen auf das Vorliegen von fein verteilten Ti-Nitriden bei den Ti-haltigen Stählen zurückzuführen, die bei den Ti-freien Stählen weitgehend fehlen.
Bei Ti-freiem Stahl wirkt sich darüber hinaus der gegenüber Ti-haltigen Stählen frühere Beginn der Rekristallisation günstig in Bezug auf den r-Wert aus. So konnte unter Laborbedingungen nachgewiesen werden, daß die Streckgrenze und die Zugfestigkeit erfindungsgemäß weitestgehend Ti-freier Stähle um 10 bis 20 N/mm2 niedriger lagen als bei Stählen, die Ti-Gehalte von > 0,0050 bis 0,0070 Gew.-% bei (Ti/N)atomar-Verhältnissen von 0,67 bis 0,90 aufwiesen. Die Bruchdehnung erfindungsgemäßer Stähle war um 2 % bis 3 %, der rq-Wert um 0,1 bis 0,4 und der n-Wert um 0,01 bis 0,02 höher als bei den verglichenen Ti-armen Stählen. Die betriebliche Erprobung des erfindungsgemäßen Legierungskonzeptes bestätigte dessen Vorteile gegenüber den Ti-armen Stahlzusammensetzungen. In erfindungsgemäßem Stahl wird der Gehalt an Ti daher bevorzugt auf < 0,0015 Gew.-%, insbesondere < 0,0010 Gew.-%, beschränkt.
Sofern erfindungsgemäßer Stahl überhaupt Gehalte an Mangan aufweist, so besteht der Zweck dieser Mn-Zugabe ausschließlich in der Abbindung von Schwefel zu Mangansulfid. Daher ist der Mn-Gehalt erfindungsgemäß auf höchstens 0,2 Gew.-%, vorzugsweise jedoch auf höchstens 0,15 Gew.-% Mn bzw. darunter liegende Werte beschränkt. Um die Abbindung von Schwefel sicher zu bewerkstelligen, sollte dabei der Mn-Gehalt jedoch nicht weniger als 0,11 Gew.-% betragen.
Die Sicherheit, mit der die günstige Wirkung des Niobs in erfindungsgemäß zusammengesetzten Stählen eintritt, ist dann besonders hoch, wenn die Nb-Gehalte im Bereich von 0,008 - 0,020 Gew.-%, insbesondere im Bereich von 0,010 - 0,016 Gew.-% Nb gewählt werden.
Ebenso trägt es zur Sicherheit, mit dem die erfindungsgemäßen Ziele erreicht werden, bei, wenn für das Verhältnis %Nb/%C gilt: 3,0 < %Nb/%C < 7,75, insbesondere 4,5 < %Nb/%C < 7,5, wobei mit "%Nb" der Nb-Gehalt und mit "%C" der Gehalt an C bezeichnet sind.
In Bezug auf das Verfahren wird die oben angegebene Aufgabe dadurch gelöst, daß eine Stahlschmelze mit einer erfindungsgemäßen Zusammensetzung, vorzugsweise im Strang, zu einem Vormaterial vergossen wird, daß das Vormaterial zu Warmband mit einer bevorzugt oberhalb der Ar3-Temperatur, insbesondere oberhalb von 900 °C, liegenden Warmwalzendtemperatur warmgewalzt wird, daß das Warmband mit einer bevorzugt mehr als 650 °C, insbesondere mehr als 700 °C, betragenden Haspeltemperatur gehaspelt wird, daß das Warmband zu Kaltband kaltgewalzt wird, und daß das Kaltband einer Wärmebehandlung im Durchlauf unterzogen wird, wobei die Temperatur THZ in der Haltezone der dazu eingesetzten Wärmebehandlungseinrichtung > 820 °C beträgt.
Indem ein in erfindungsgemäßer Weise zusammengesetzter Stahl auf diese Weise verarbeitet wird, wird einerseits durch die Minimierung der Gehalte an Titan die Entstehung von komplexen, schwer löslichen Titankarbosulfiden oder Ti-Nb-Karbiden verhindert. Mit den sich statt dessen in erfindungsgemäßem Stahl bildenden, nicht komplexen Nb-C-Verbindungen läßt sich im Zuge der Wärmebehandlung anschließend der für den Bake-Hardening-Effekt benötigte Gehalt an gelöstem Kohlenstoff einstellen. Überraschend hat sich dabei herausgestellt, daß dazu schon Glühtemperaturen ausreichend sind, die auf einem. verglichen mit dem Stand der Technik niedrigen Niveau liegen. So werden gute Arbeitsergebnisse sicher erreicht, wenn das Kaltband im Zuge der Wärmebehandlung auf einer Temperatur THZ gehalten wird, die 840 °C bis 860 °C beträgt.
Die durch die Erfindung ermöglichten niedrigen Glühtemperaturen machen das erfindungsgemäße Verfahren insbesondere zur Kombination mit einer Feuerverzinkung geeignet. So läßt sich die im Durchlauf erfolgende Wärmebehandlung im Zuge einer Feuerverzinkungsbehandlung des Kaltbandes durchführen. Das erhaltene Kaltband weist gute Bake-Hardening Eigenschaften auf, ohne daß es dazu einer Glühung bei hohen, 850 °C beträchtlich überschreitenden Temperaturen bedarf.
Um eine im wesentlichen ausschließlich aus Eisen und Zink bestehende, sich durch eine besonders hohe Belastbarkeit auszeichnende "Galvanealed"-Beschichtung zu erhalten, kann im Anschluß an die Feuerverzinkung eine weitere Wärmebehandlung durchgeführt werden. Diese an sich bekannte Kombination eines Verzinkens mit einer anschließenden Glühung wird in der Fachsprache als "Galvannealing" bezeichnet.
Um das Vorhandensein einer ausgeprägten Streckgrenze zu unterdrücken und die Maßhaltigkeit des erhaltenen Kaltbandes zu erhöhen, kann das Kaltband nach der Wärmebehandlung dressiert werden. Der während des Dressierens erzielte Umformgrad beträgt dabei 0,5 % bis 2,0 %, bevorzugt 1,0 % bis 1,5 %.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert:
Für einen ersten Betriebsversuch wurde ein Stahl mit der in Tabelle 1.1 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen, , zu Brammen vergossen, wiedererwärmt, bei Temperaturen > Ar3zu Warmband warmgewalzt und bei einer Haspeltemperatur HT zu einem Coil gehaspelt.
Anschließend sind die Warmbänder zu Kaltbändern KB1, KB2, KB3, KB4, KB5 mit einer für die Verarbeitung zu Karosseriebauteilen geeigneten Dicke von 0,8 mm kaltgewalzt und in einem Durchlaufofen einer Glühung unterzogen worden, bei der die Kaltbänder in der Haltezone des Ofens auf eine Temperatur THZ gehalten worden sind. Nach der Wärmebehandlung sind die Kaltbänder KB1 - KB5 bei Dressiergraden G dressiert worden.
Nach dem Dressieren sind für die in diesem Zustand streckgrenzdehnungsfreien Bleche KB1 - KB5 die mechanisch-technologischen Eigenschaften Dehngrenze Rp, Zugfestigkeit Rm, Gleichmaßdehnung Ag1, Dehnung A80, r-Wert, n-Wert, BH0-Wert und BH2-Wert der Kaltbänder KB1, KB2 ermittelt worden. Anschließend sind Proben der Kaltbänder KB1 - KB5 einer künstlichen Alterungsbehandlung unterzogen worden, bei der sie für eine Stunde bei einer Temperatur von 100 °C gehalten worden sind.
Die bei der Herstellung der Kaltbänder KB1 - KB5 jeweils eingestellten Betriebsparameter sind in Tabelle 1.2 eingetragen. Tabelle 1.3 enthält die mechanisch-technologischen Eigenschaften der Kaltbänder KB1 bis KB5 im dressierten Zustand. In Tabelle 1.4 sind die mechanisch-technologischen Eigenschaften der Proben der Kaltbänder KB1 bis KB5 im gealterten Zustand angegeben.
Die Wärmebehandlung der Kaltbänder KB1 bis KB5 war Teil eines Beschichtungsprozesses, innerhalb dessen die Kaltbänder KB1 bis KB5 in bekannter Weise mit einem Galvannealed-Überzug versehen worden sind.
Zum Nachweis der besonderen mechanischen Eigenschaften von erfindungsgemäß erzeugten Kaltbändern mit niedrigem Ti-Gehalt und in erfindungsgemäßer Weise abgestimmten Nb-Gehalt wurden zusätzlich unter Laborbedingungen Kaltbandproben C1 - C5, CH1 - CH5 und Cerf erzeugt, deren Zusammensetzung in Tabelle 2 angegeben ist. Bei den Kaltbandproben C1 - C5 und CH1 - CH5 handelte es sich dabei um zum Vergleich gefertigte, nicht erfindungsgemäße Beispiele, während das Beispiel Cerf eine erfindungsgemäß im wesentlichen Titan-freie Zusammensetzung aufweist.
Zur Überprüfung des Einflusses der Glühtemperatur auf erfindungsgemäß erzeugte Kaltbänder wurden Glühversuche an den Kaltbandproben bei 810 °C und 840 °C durchgeführt.
Die Ergebnisse der Untersuchungen sind in den Diagrammen Diag. 1 bis Diag. 12 dargestellt. Dabei sind für die Proben C1 - C5, CH1 - CH5 und Cerf die Streckgrenze (Diag. 1), die Zugfestigkeiten (Diag. 2), die rq-Werte (Diag. 3) und die n-Werte (Diag. 4), die sich nach einer Glühung bei 810 °C ergeben, jeweils über das Verhältnis Nb-Gehalt/C-Gehalt aufgetragen. Dementsprechend sind in den Diagrammen 5 bis 8 für die Proben C1 - C5, CH1 - CH5 und Cerf die Streckgrenze (Diag. 5), die Zugfestigkeiten (Diag. 6), die rq-Werte (Diag. 7) und die n-Werte (Diag. 8) angegeben, die sich nach einer Glühung bei 840 °C einstellen.
Im Diagramm Diag. 9 und im Diagramm Diag. 10 sind die nach einer Glühung von 810 °C und in den Diagrammen Diag. 11 und Diag. 12 die nach einer Glühung bei 840 °C für die Proben C1 - C5, CH1 - CH5 und Cerf feststellbaren BH0- (Diag. 9,11) bzw. BH2-Werte (Diag. 10,12) über das Verhältnis Nb-Gehalt/C-Gehalt aufgetragen.
Es zeigte sich, daß die Proben C1 - C5, obwohl sie gegenüber den Proben CH1 - CH5 die Ti-Gehalte von ~ 0,0060 Gew.-% schon einen relativ geringen Titangehalt aufweisen (Ti ~ 0,0060wt%, (Ti/N) "at" = "atomic ratio" < 1.0), verglichen mit der erfindungsgemäß Titan-freien Probe Cerf (Ti < 0,0005wt%, (Ti/N) at < 0.1)) deutlich schlechtere Eigenschaften besitzen. Durch die erfindungsgemäß weitestgehende Reduzierung des Ti-Gehaltes lassen sich somit gezielt deutliche Eigenschaftsverbesserungen erzielen, die bei bekannten, höhere Ti-Gehalte aufweisenden Stählen so nicht erreichbar waren.
Darüber hinaus belegen die Ergebnisse der Untersuchungen an den Proben C - C5, CH1 - CH5, Cerf, daß mit stärkerer Abbindung des Kohlenstoffs, d.h. mit erfindungsgemäß steigendem Nb/C-Verhältnis, sowie mit zunehmender Glühtemperatur sich die mechanischen Eigenschaften verbessern.
Bemerkenswert ist auch, daß die Bake-Hardening-Eigenschaften der erfindungsgemäß titanfreien Probe Cerf bei gleichem Nb/C-Verhältnis auf dem Niveau der Bake-Hardening-Werte der gering titanhaltigen Variante ((Ti/N)at < 1) liegen. Dabei besitzt die erfindungsgemäße Probe Cerf gleichzeitig gegenüber den gering Ti-haltigen Proben verbesserte mechanische Eigenschaften. Ebenso aus den Diagrammen Diag. 9 bis 12 erkennbar sind die wesentlich schlechteren Bake-Hardening-Werte bei einer zu Stickstoff überstöchiometrischen Titanzugabe.
In Tabelle 3 sind die Eigenschaften der aus dem erfindungsgemäßen Stahl gefertigten Kaltbänder den Eigenschaften von aus einem konventionellen, einen höheren Ti-Gehalt aufweisenden ULC-Stahl (C: 0,002 %, Mn: 0,20 %, P: 0,01 %, S: 0,006 %, Si: 0,046 %, Al: 0,035 %, N: 0,0022 %, Cu: 0,011 %, Cr: 0,026 %, Ni: 0,019 %, Nb: 0,002 %, Ti: 0,012 %, Mo: 0,002 %, B: 0,0003 %, Sn: 0,010 % (alle Angaben in Gew.-%)) hergestelltem Kaltband gegenüber gestellt.
Im ungealterten Zustand waren die erfindungsgemäßen Kaltbänder streckgrenzendehnungsfrei. Auch nach künstlicher Alterung ist aus den mechanischen Eigenschaften abzuleiten, daß ausreichende Sicherheit zur Vermeidung von Fließfiguren bei der Abpressung von Bauteilen bis zu einem Zeitraum von mindestens 3 Monaten (nach Herstellung des Bleches) vorliegt.
C Si Mn P S Alg Cr Cu
0,0020 0,08 0,10 0,008 0,006 0,031 0,030 0,006
Mo N Ni B Nb Sn Ti %Nb/%C
0,001 0,0018 0,015 -- 0,010 0,002 0,001 5
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, Angaben in Gew.-%
Kaltband WET [°C] THz [°C] G [%]
KB1 926 845 1,04 - 1,20
KB2 930 850 1,04 - 1,23
KB3 941 722 1,05 - 1,20
KB4 926 728 1,2
KB5 932 732 1,2
Kaltband Rp Rm Agl A80 r n BH0 BH2
[N/mm2] [%] [N/mm2]
KB1 204 313 24,7 43,5 1,60 0,214 29 31
KB2 203 311 22,6 39,5 1,63 0,211 35 38
KB3 - 199 311 24,6 42,3 1,58 0,210 17 32
KB4 193 306 21,8 43,9 1,92 0,207 52 32
KB5 201 310 23,1 39,6 1,84 0,202 47 47
Kaltband Rp ReL ReH Rm Agl A80 r n
[N/mm2] [%]
KB1 -- 210 211 318 21,0 35,1 1,59 0,196
KB2 204 -- -- 316 21,7 38,3 1,74 0,191
KB3 201 -- -- 314 22,7 40,7 1,55 0,187
KB4 204 -- -- 311 22,5 40,9 1,96 0,180
KB5 204 -- -- 320 20,4 40,6 1,82 0,177
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Claims (20)

  1. Kaltband, das mit Bake-Hardening-Eigenschaften von BH0 > 15 N/mm2 und BH2 > 20 N/mm2, gute Verformungseigenschaften, eine Streckgrenze von 170 N/mm2 bis 230 N/mm sowie einen n-Wert ≥ 0,18 aufweist, enthaltend (in Gew.-%)
    C: ≤ 0,0030 %,
    Nb: ≥ 0,005 % mit der Maßgabe, daß der Gehalt an Nb < 93 / 12 * %C beträgt, mit %C = C-Gehalt in Gew.-%.,
    Ti: < 0,0050 %,
    wahlweise eines oder mehrere der folgenden Legierungselemente
    Si:
    ≤ 0,10 %,
    Mn:
    ≤ 0,20 %,
    P:
    ≤ 0,015 %,
    S:
    ≤ 0,015 %,
    Alg:
    0,005 - 0,05 %,
    N:
    ≤ 0,0040 %,
    Cr:
    ≤ 0,05 %,
    Cu:
    ≤ 0,05 %,
    Ni:
    ≤ 0,05 %,
    Mo:
    < 0,020 %,
    Sn:
    < 0,020 %,
    B:
    < 0,0004,
    und als Rest Eisen sowie übliche Verunreinigungen.
  2. Kaltband nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß es 0,008 - 0,020 Gew.-% Nb enthält.
  3. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß es 0,010 - 0,016 Gew.-% Nb enthält.
  4. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß für das Verhältnis %Nb/%C gilt: 3,0 < %Nb/%C < 7,75 mit %Nb : Gehalt an Nb,
       %C : Gehalt an C.
  5. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß für das Verhältnis %Nb/%C gilt: 4,5 < %Nb/%C < 7,5 mit %Nb : Gehalt an Nb,
       %C : Gehalt an C.
  6. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß es bis zu 0,15 Gew.-% Mn, vorzugsweise weniger als 0,15 Gew.-% Mn enthält.
  7. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß es mindestens 0,11 Gew.-% Mn enthält.
  8. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, d a ß es 0,02 - 0,04 Gew.-% Alg enthält.
  9. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß es < 0,0015 Gew.-% Ti enthält.
  10. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß es < 0,0010 Gew.-% Ti enthält.
  11. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß es eine Zugfestigkeit von 280 - 340 N/mm2 bei einer Dehnung A80 von ≥ 35 % aufweist.
  12. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß es rm-Werte > 1,3 aufweist.
  13. Kaltband nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß Bake-Hardening-Eigenschaften BH0 von 25 N/mm2 - 45 N/mm2 und BH2 von 25 N/mm2- 45 N/mm2 aufweist.
  14. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 12 beschaffenen Kaltbands,
    bei dem eine Stahlschmelze der entsprechenden Zusammensetzung, vorzugsweise im Strang, zu einem Vormaterial vergossen wird,
    bei dem das Vormaterial zu Warmband warmgewalzt wird,
    bei dem das Warmband gehaspelt wird,
    bei dem das Warmband zu Kaltband kaltgewalzt wird, und
    bei dem das Kaltband einer Wärmebehandlung im Durchlauf unterzogen wird, wobei die Temperatur THZ in der Haltezone der dazu eingesetzten Wärmebehandlungseinrichtung > 820 °C beträgt.
  15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, d a ß die Temperatur THZ 840 °C bis 860 °C beträgt.
  16. Verfahren nach einem der Ansprüche 13 oder 14, dadurch gekennzeichnet, d a ß die im Durchlauf erfolgende Wärmebehandlung im Zuge einer Feuerverzinkungsbehandlung des Kaltbandes durchgeführt wird.
  17. Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß nach der Feuerverzinkung eine weitere Wärmebehandlung (Galvannealing) durchgeführt wird.
  18. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß das Kaltband nach der Wärmebehandlung dressiert wird, wobei der Umformgrad während des Dressierens 0,5 % bis 2,0 %, bevorzugt 1,0 % bis 1,5 %, beträgt.
  19. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 18, dadurch gekennzeichnet, daß das Warmwalzen bei einer Warmwalzendtemperatur > Ar3, bevorzugt > 900 °C, beendet wird.
  20. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 19, dadurch gekennzeichnet, d a ß das Haspeln des Warmbands bei einer Haspeltemperatur > 650 °C, bevorzugt > 700 °C, beträgt.
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