EP2366035A1 - Manganstahlband mit erhöhtem phosphorgehalt und verfahren zur herstellung desselben - Google Patents

Manganstahlband mit erhöhtem phosphorgehalt und verfahren zur herstellung desselben

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EP2366035A1
EP2366035A1 EP09760726A EP09760726A EP2366035A1 EP 2366035 A1 EP2366035 A1 EP 2366035A1 EP 09760726 A EP09760726 A EP 09760726A EP 09760726 A EP09760726 A EP 09760726A EP 2366035 A1 EP2366035 A1 EP 2366035A1
Authority
EP
European Patent Office
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steel strip
manganese steel
cold
austenitic manganese
rolled austenitic
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EP09760726A
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EP2366035B1 (de
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Reinhold Schneider
Ludovic Samek
Enno Arenholz
Klemens Mraczek
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Voestalpine Stahl GmbH
Original Assignee
Voestalpine Stahl GmbH
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Publication date
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    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
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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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite

Definitions

  • the invention relates to an austenitic manganese steel strip and to a method for producing austenitic manganese steel strips. Furthermore, the invention relates to a manganese steel sheet with a deformed, in particular stretched or deep-drawn sheet steel section.
  • Manganese austenites are lightweight structural steels that are particularly strong and elastic at the same time.
  • the weight reduction afforded by the higher strength makes manganese austenite a material of great potential in the automotive industry. Because through lighter bodies fuel consumption can be reduced, with a high elasticity and stability for the production of the body parts and their crash behavior are important.
  • TRIP steel which are increasingly used in the automotive industry.
  • High-alloyed TRIP steels reach high tensile strengths of up to more than 1000 MPa and can have elongations of up to about 30%. Due to these high mechanical properties thinner plates and thus a reduction in body weight can be achieved in vehicle construction.
  • TRIP steel consists of several phases of iron-carbon alloys, mainly ferrite, bainite and carbon-rich residual austenite.
  • the TRIP effect is based on the deformation-induced transformation of residual austenite into martensite. This reshaping of the crystal structure results in a simultaneous increase in the strength and formability during product production or during product use in the event of a crash.
  • the TRIP effect can be specifically influenced by admixing the alloying elements aluminum and silicon.
  • TWIP The recently developed TWIP steels differ from TRIP steels in that they have a higher elongation at break (50% and more).
  • TWIP stands for
  • TWinning Induced Plasticity ie a plasticity induced by twinning.
  • the particular ductility of TWIP steels can be caused by different mechanisms in the crystal structure.
  • the extensibility can be promoted by lattice defects in the crystal structure, at which the crystal structure can be folded in a deformation-induced manner, wherein the folding mechanism proceeds at a mirror plane and regularly produces mirrored crystal regions (so-called twins). Different types of twins can be distinguished.
  • further effects such as the occurrence of slip bands can influence the mechanical properties. Due to their high ductility, TWIP steels are excellently suited for the production of metal sheets in the vehicle industry, especially for accident-relevant areas of the body.
  • TWIP steels have an austenitic structure and are characterized by a high manganese content (usually over 25%) and relatively high alloying additions of aluminum and silicon.
  • One object of the invention is to provide a steel with improved mechanical properties.
  • good weldability of the steel and / or good formability should be achievable.
  • the invention aims to provide a method for producing a steel with improved mechanical properties, in particular high ductility in combination specify with high tensile strength, and in particular a good weldability and a good formability.
  • the steel according to the invention is characterized, inter alia, by the fact that with a carbon content in wt .-% of about 0.4% ⁇ C ⁇ 1.2%, a manganese content of about 12.0% ⁇ Mn ⁇ 25.0 % is available.
  • the percentages of chemical constituents in this document always refer to percentages by weight.
  • Phosphorus which increases the yield strength or tensile strength, reduces the elongation at break, promotes brittleness, lowers the austenite stability, hampers cementitious precipitation and usually reduces weldability, according to the invention in a relatively high proportion of at least 0.01%. to be alloyed. It turned out that with a largely omission of the alloying element aluminum (Al ⁇ 0.05%) with this alloying concept, high mechanical properties and a surprisingly good weldability with very good formability of the produced manganese steel strip can be achieved.
  • micro-twin formation i.e., the formation of small twins of small thickness
  • the high density of micro-twins found after forming (e.g., thermoforming) and their small thickness compared to the density and thickness of the micro-twins in conventional high manganese steel results in an increase in elongation at break. This is at least partly due to the fact that with the density of the twins the number of dislocation obstacles increases significantly.
  • the average thickness of the micro-twins lay with samples of the manganese steel strip according to the invention after they had been subjected to a forming process, preferably below 30 nm, in particular below 20 nm and in particular below 10 nm.
  • Gemini with a thickness of less than 10 nm also become referred to as nano-twins.
  • nano-twins After the deformation stress, in comparison to the usual density of twins, in particular a significantly increased density of nano-twins was present. It is believed that as the phosphorus content is increased and the stacking fault energy decreased, the density of the micro-twins, and especially the nano-twins, increases. These act directly on the ductility of the material and offer an unusual very high elongation in combination with high tensile strength.
  • Solid solution hardening is caused by high levels of interstitially dissolved alloying elements such as P and C. As a result, high strengths (in particular greater than
  • Dynamic strain aging The occurrence of dynamic strain aging is due to the high content of interstitially dissolved alloying elements in the steel and can be recognized by the stress-strain curves. This effect can make an additional contribution to improving the strength and elongation at break of the material.
  • the bake-hardening effect can also be used to increase the yield strength.
  • the bake hardening values were determined according to the European standard EN 10325.
  • the high levels of interstitially dissolved alloying elements ensure an increased bake-hardening potential and can further improve the mechanical properties of the final product.
  • the manganese content of an austenitic manganese steel strip according to the invention may preferably be in the range of 14% ⁇ Mn ⁇ 18.0%, in particular 14% ⁇ Mn ⁇ 16.5%.
  • the grain size can be influenced in a targeted manner by the ratio of N to Al.
  • AlN aluminum nitride
  • a high particle size can be made possible with an austenitic manganese steel strip.
  • the proportion of Al in the alloying concept pursued here can be kept very low, since much carbon is available for the deoxidation of the liquid steel.
  • the manganese steel according to the invention can have the smallest possible proportion of aluminum, which is limited only by unavoidable impurities in the production process (that is, no aluminum addition). In the case of the steel strip according to the invention, this enables maximum grain size growth during recrystallization (that is to say during hot rolling or annealing).
  • phosphorus contents of 0.03% ⁇ P, in particular 0.05% ⁇ P, 0.06% ⁇ P, 0.07% ⁇ P, 0.08% ⁇ P and also 0.10% ⁇ P are used. It may even be provided a phosphorus content 0.20% ⁇ P.
  • a high phosphorus content can increase the tensile strength and especially the yield strength at higher particle sizes. Surprisingly, no significant reduction in elongation at break and no significant deterioration in weldability were observed with an increase in the phosphorus content.
  • the mean grain size in the metal structure the tensile strength and the yield strength as well as the elongation at break of the produced steel strip can be changed in a targeted manner. The larger the grain, the lower the tensile strength as well as the yield strength and the higher the
  • Elongation at break It is possible to set average particle sizes of more than 5 ⁇ m or more than 10 ⁇ m. In particular, it can be provided that in the hot-rolled austenitic manganese steel a large average grain size of more than 13 microns, especially about 18 microns is set, and that in the cold-rolled austenitic manganese steel a large average grain size of more than 15 microns, especially about 20 microns is set.
  • silicon Similar to aluminum, silicon also impedes the precipitation of carbides such as cementite ((Fe, Mn) 3 C), which occurs during hot rolling and annealing. As cementite precipitation lowers the elongation at break, it can be expected that the elongation at break can be increased by adding silicon.
  • carbides such as cementite ((Fe, Mn) 3 C)
  • the manganese steel according to the invention preferably has a very low silicon content (Si ⁇ 1.0%, in particular Si ⁇ 0.2%, more preferably Si ⁇ 0.05%), which may be limited only by unavoidable impurities in the production process is (ie in this case no silicon addition, the Si content may then be below Si ⁇ 0.03%).
  • silicon has an influence on deformation mechanisms. Silicon impairs the formation of twins, ie a low silicon concentration facilitates the formation of twins and possibly especially the formation of small micro-twins or nano-twins.
  • the silicon content of the manganese steel of the present invention can be set low, preferably as low as possible.
  • the silicon content can be kept very low, since much carbon is available for the deoxidation of the liquid steel, and because the strength of the steel (silicon causes an increase in strength) by other measures such as high concentrations of C and / or P is guaranteed.
  • Niobium (Nb), vanadium (V) and titanium (Ti) are elements that form precipitates (carbides, nitrides, carbonitrides) and may optionally be added to improve strength through precipitation hardening.
  • these elements have a grain-fine effect, which is why their
  • Concentration should be kept low, if a high grain size should be guaranteed.
  • Nickel can stabilize the austenite phase (so-called ⁇ -stabilizer). Nickel may optionally be added in larger amounts (e.g., over 1% to 5% or even 10%).
  • the solid solubility enhancer (chromium (Cr)) stabilizes the ⁇ -ferrites. Additions of chromium up to 10% by weight prefer the formation of ⁇ -martensite and / or ⁇ '-martensite, resulting in higher tensile strength and lower ductility.
  • the proportion of chromium should therefore be limited. Preferably, e.g. Cr ⁇ 5%, in particular Cr ⁇ 0.2%.
  • Molybdenum (Mo) and tungsten (W) also show a grain refining effect.
  • Tungsten has a high affinity for carbon and forms the hard and very stable carbides W 2 C and WC steel.
  • the proportion of tungsten should be limited.
  • Tungsten is an even better solid solubility enhancer than chromium and also forms carbides (but to a lesser extent than chromium).
  • Mo ⁇ 2%, in particular Mo ⁇ 0.02% can be set.
  • the grain size of a hot-rolled steel strip is also greatly influenced by the final rolling temperature during hot rolling.
  • the steel strip according to the invention can with a final rolling temperature between 75O 0 C to 1050 0 C, preferably be- see 800 0 C and 900 0 C, are rolled.
  • the choice of the final rolling temperature allows the average particle size to be set.
  • the tensile strength of the hot-rolled steel may preferably be above 1050 MPa.
  • Cold rolling can increase the mechanical properties of the hot rolled austenitic manganese steel strip.
  • the grain size of a cold-rolled steel strip is strongly influenced by the annealing temperature.
  • the annealing performed after the cold rolling can be carried out, for example, at an annealing temperature between 75O 0 C and 1050 0 C, and in particular the annealing temperature can be greater than 900 0 C.
  • Tensile strengths of more than 1100 MPa, in particular more than 1200 MPa can be achieved with an elongation at break of more than 75%, in particular over 80%.
  • An inventive manganese steel sheet having the said chemical compositions has a formed, in particular stretched or deep-drawn sheet steel section whose microstructure micro twins having an average thickness of less than 30 nm, in particular less than 20 nm and nano-twins having an average thickness of less than 10 nm.
  • these micro- and nano-twins form during the reforming process, whereby the high mechanical properties of the probably derived - at least in part - from this deformation mechanism.
  • the semifinished product is heated to a temperature above HOO 0 C after casting, a semifinished product made of steel.
  • the heated semi-finished product is rolled with a final rolling temperature between 750 0 C and 1050 0 C, preferably between 800 0 C and 900 0 C.
  • the rolled steel strip is cooled at a rate of 20 ° C./s or higher.
  • rapid cooling of the hot rolled steel strip is performed at a rate of 50 ° C / s or higher, more preferably 200 ° C / s or higher.
  • Rapid cooling helps to provide high solids solubility of the E, C, N and P elements in the granules. To put it bluntly, the rapid cooling leads to a "freezing" of the dissolved elements without or with only little excretion formation. In other words, precipitate formation can be largely prevented by rapid cooling. In particular, the occurrence of grain boundary carbides as well as embrittlement (grain boundary segregation) of the steel structure caused by high phosphorus contents can be prevented by a rapid cooling. The higher the cooling rate, the better and smoother carbon and phosphorus can be kept in solution. Cooling rates of over 100 ° C / s to 400 ° C / s were used. Cooling rates of more than 400 ° C / s to even more than 600 ° C / s are also possible. If necessary, before the rapid cooling an intermediate phase of several seconds, in particular 1 to 4 seconds, persist, in which the
  • the hot-rolled steel strip is cold-rolled and then annealed for recrystallization.
  • high reduction of thickness in the range of more than 45%, in particular more than 60%, particularly preferably more than 80%, is preferably carried out by using high radial forces.
  • the annealing temperature can be between 750 0 C and 1150 0 C and in particular greater than 900 0 C.
  • the grain size can be changed again, after annealing, a grain size of about 15 microns, especially about 20 microns, may be provided to achieve a high elongation at break and possibly an improvement in the solid solubility of carbon, phosphorus and optionally nitrogen.
  • a high tensile strength can be ensured in particular by a relatively high proportion of phosphorus (and carbon).
  • the rolled steel strip is cooled at a rate of 20 ° C / s or higher.
  • rapid cooling of the cold-rolled steel strip is conducted at a rate of 50 ° C / sec or higher, more preferably 200 ° C / sec or higher.
  • a rapid cooling also contributes to effecting a high and uniform solid solubility of carbon, phosphorus and nitrogen in the grains and thereby to achieve a high tensile strength even with large grains. Cooling rates of over 100 ° C / s to 400 ° C / s were used. Cooling rates of more than 400 ° C / s to even more than 600 ° C / s are also possible. If necessary, before the rapid cooling an intermediate phase of several seconds, in particular 1 to 6 seconds, persist, in which the steel strip slowly cools in air to improve the recrystallization of the phosphorus-alloyed steel strip.
  • Fig. 1 is a graph in which for cold-rolled steels, the average grain size compared to the annealing temperature is shown;
  • strain hardening n 10/20 value
  • perpendicular anisotropy r o / i 5 -, r 45/15 -, and r 90 / i 5 - Value
  • FIGS. 3A-C show schematic representations of twins and micro-twins or nano-twins in the microstructure of steels
  • FIG. 5 shows a microsection of the weld nugget of a welded steel structure according to the invention.
  • pig iron is produced in a blast furnace or by a smelting reduction process such as Corex or Finex.
  • the Tecnored process is also possible.
  • the pig iron is then converted into steel, for example, in an oxygen inflation process (eg in an LD (Linz-Donawitz) / BOF (Bottom Oxygen Furnace) process).
  • a vacuum degasification eg according to the Ruhrstahl-Heraeus method (RH)
  • RH Ruhrstahl-Heraeus method
  • Ladle Furnace ladle furnace
  • a second production route which may be particularly suitable for manganese steel, uses an electric arc furnace (EAF: Electric Are Furnace) for steelmaking and an AOD converter for decarburizing the liquid steel.
  • EAF Electric Are Furnace
  • AOD converter for decarburizing the liquid steel.
  • a ladle furnace can be used to heat and alloy the molten metal.
  • the steel thus produced can be further processed by means of various casting techniques such as block casting, casting rolls, thin strip casting or continuous casting.
  • the steel body produced during casting is called semifinished and may e.g. be realized in the form of slabs, billets or blocks.
  • the slab is further processed in hot strip mills to hot strip.
  • rolling mills for narrow strip width less than 100 mm
  • middle strip width between 100 mm and 600 mm
  • broadband width greater 600 mm
  • blocks and billets into profiles, pipes or wires is possible.
  • a rolling temperature between about 1100 0 C and 1300 0 C, optionally also higher, can be used.
  • the rolling end temperature may, for example, between 750 0 C and 1050 0 C and in particular between 800 0 C and 900 0 C.
  • Different rolling end temperatures result in different average particle sizes of the hot-rolled steel strip according to the dynamic recrystallization at the prevailing temperature. The lower the final rolling temperature, the smaller the average particle size obtained for a given chemical composition. With a reduction in the average grain size, the tensile strength and the breaking strength of the hot-rolled steel strip increase, the elongation at break decreases.
  • the mean grain size of the hot strip steel strip is further influenced by the content of aluminum and nitrogen. It is known that manganese increases the solubility of nitrogen in liquid iron. Nitrogen dissolved in liquid iron forms aluminum nitride precipitates with aluminum, which hinder the migration of grain boundaries and thus grain growth. Aluminum nitride may further cause hot working cracking. It has been found that by targeted control of the aluminum and nitrogen content in the steel low Endwalztemperaturen significantly below 950 0 C and especially below 900 0 C down to 750 0 C are possible without causing cracking occurs. However, the formation of large cementite particles, which begins with a lowering of the final rolling temperature below about 740 0 C to 800 0 C, to avoid. Particularly preferred final rolling in the hot rolling process can therefore be in the range of 800 0 C to 900 0 C.
  • the avoidance of cracking at said final rolling temperatures in the range of 800 0 C to 900 0 C has been achieved with chemical compositions in which an extremely small amount of aluminum up to 0.008% or 0.010% in combination with a low content of nitrogen to eg 0.030% or 0.036% were used.
  • the respective concentrations of the elements are interdependent. If less nitrogen is used, more aluminum minium permissible and vice versa. In this respect, higher nitrogen contents than stated above are possible with a low aluminum content.
  • rapid cooling of the hot strip is performed at as high a cooling rate as possible (e.g., above 50 ° C / s or higher).
  • the cooling can be done by applying the hot strip with water.
  • the hot strip is then in a continuously working
  • the hot strip may have a thickness of 1.5 to 2.0 mm, for example. However, it is also possible to realize hot-rolled strip products with strip thicknesses which are smaller or larger than those specified above.
  • An annealing step is usually not carried out in the hot strip products produced here. In a particular embodiment, however, such an annealing step is carried out and causes a grain coarsening as well as an increase in the elongation at break.
  • the hot strip produced in the manner described above can be further processed by cold rolling and annealing to the cold strip product.
  • Cold rolling further reduces the thickness of the hot strip and sets the mechanical and technological properties of the strip. For example, low strip thicknesses in the range of about 0.7 mm to 1.75 mm of the cold strip can be produced.
  • Cold-rolled products with such small thicknesses are of particular interest in the automotive sector for crash-absorbing components.
  • the cold rolling is preferably carried out using high rolling forces.
  • Rolling mills with 2 to 20 rollers can be used.
  • To apply the high cold rolling forces for example, designed for high rolling pressures rolling stands with 12 or 20 rolls, in particular Sendzimir type (Cluster roller) can be used.
  • a Sendzimir rolling mill with 12 rolls for example, consists of a symmetrical arrangement of 3 back rolls, 2 intermediate rolls and 1 pressure roll defining the roll gap.
  • a Sendzimir rolling mill with 20 rolls for example, consists of a symmetrical arrangement of 4 back rolls, 3 outer intermediate rolls, 2 inner intermediate rolls and 1 pressure roll defining the roll gap. It showed a surprisingly good rolling and low cracking compared to other manganese steels.
  • the percent reduction in thickness (cold rolling degree) achieved during cold rolling may be above 40%, e.g. between 40% and 60%.
  • Cold rolling was also carried out with cold rolling degrees above 60%, especially above 80%. It was cold rolled with and without train.
  • the steel strip is annealed for recrystallization.
  • the annealing may e.g. be carried out after the continuous annealing or annealing process.
  • the solidification of the microstructure occurring during cold rolling is reduced again. It comes here about nucleation and grain growth to a rebuilding of the structure.
  • the annealing can be at temperatures between 750 0 C to 1250 0 C, in particular 750 0 C are made to 1150 0 C and continue for approximately 5 seconds to 5 minutes, in particular 2 to 5 minutes at the annealing temperature.
  • the annealing time is sufficient to heat the band substantially full volume to the respective annealing temperature. It can also be carried out several rolling steps and intermediately Eisenglüh Kunststoffe at a suitable temperature, for example about 950 0 C.
  • the hot steel strip is rapidly cooled, preferably quenched by exposure to water or in the gas stream (Gasj et). It turned out provides that a particularly rapid cooling is helpful to cause a high solids solubility of the elements C, N and P in the grains.
  • the embrittlement (grain boundary segregations) critical with a high phosphorus content could be largely or completely prevented by increasing the cooling rate. Cooling speeds of more than about 50 ° C. or more than 100 ° C. per second are advantageous.
  • cooling rates of over 200 °, 300 0 C or 400 0 C can be seen the ERI second, which also attempts at cooling than 500 0 C and 600 0 C per second have been successfully carried out.
  • cold rolling After cold rolling, annealing and cooling, cold rolling can be performed to achieve a suitable flatness of the cold strip.
  • thickness reductions e.g. 0.5%, 1.5%, 5%, 25% and more than 40%, or appropriate intermediate values.
  • hot-dip galvanizing or electrolytic galvanizing may be added depending on the field of application and customer requirements.
  • the chemical composition of the steel may vary over a wide range in other alloying elements.
  • optional upper limit values are 0.5%> V, 0.5%> Nb, 0.5%> Ti, 10%> Cr, 10%> Ni, 1%> W, 1%> Mo, 3%> Cu, 0.02%> B, the rest as mentioned iron and production-related impurities.
  • Specific embodiments of the invention use the following ranges: 0.85%> C> 0.70%, 16.2%> Mn> 15.5%, 0.015%> Al> 0.0005%,
  • Table 1 shows the chemical composition of four steel strips X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6-0.03P, X80Mnl6-0.08P and X80Mnl6-0.1OP with a phosphorus concentration between 0.011 and 0.102% by weight.
  • the hot strip (WB) can optionally be further processed into a cold strip (KB).
  • the cold-strip processing was carried out with the processing parameters given in Table 3.
  • Table 3 The mechanical properties of the cold-rolled products of the chemical compositions X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6 - 0.03P, X80Mnl6 -0.08P and X80Mnl6-0.1OP prepared in this way are given in Table 3. All values given in Table 3 are also disclosed as lower limits on the size to which they relate.
  • the cold strip were products with the KB numbers 1 to 7 and 9 with a finish rolling - rolling temperature of 900 0 C in the hot strip process. Otherwise, the same hot strip process was used as that underlying the hot strip products in Table 2.
  • the cold-rolled products with the KB numbers 1 to 3 are therefore based on approximately the hot-rolled product with the WB number 2 (the final rolling temperatures differ only by 10 0 C) and the cold-rolled products with the KB numbers 4 to 6 is approximately based on the hot-rolled product with the WB number 5 (the final rolling temperatures differ only by 30 0 C).
  • Table 3 shows that tensile strengths Rm above 1100 MPa and even above 1200 MPa are achieved and that even with large average particle sizes (over 15 ⁇ m in the case of X80Mn16- 0.03P (KB No. 6) and X80Mnl6-0.1OP ( KB No. 10) as well as over 20 ⁇ m or possibly even 25 ⁇ m in the case of the other ben) tensile strengths Rm above 1000 MPa can be achieved.
  • the tensile strength Rm is defined as the stress occurring at maximum tensile force on the workpiece.
  • the elongation at break A 50 given in Table 3 is the percentage permanent change in length after breakage of the tensile test specimen (according to EN 10002-1), based on the initial measuring length, based on an initial measuring length of 50 mm.
  • EN 10002-1 the percentage permanent change in length after breakage of the tensile test specimen
  • Another important parameter for the mechanical properties of steel strips is the product of tensile strength and elongation at break. Especially with large average particle sizes, high product values are achieved. The reason for this is that large grains lead to higher elongation at break values and the tensile strength, which usually decreases markedly with increasing grain size, is maintained as far as possible according to the invention by the relatively high carbon and / or phosphorus content.
  • Table 4 shows the results of a study of
  • the mean grain size of the cold rolled aluminum nitride-poor steel strips with the chemical compositions X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6-0.03P, X80Mn16-0.08P and X80Mn16-0.1OP, given in Table 3, is dependent on the annealing temperature Cold strip process shown. Those illustrated cold-rolled products was a final rolling temperature of 900 0 C in the hot strip process is based. The graph shows that the steel strips X80Mnl6-0.01P and X80Mnl6-0.03P reach annealing temperatures of about 920 0 C average grain sizes over 15 microns.
  • the phosphorus-rich steel strips of the chemical compositions X80Mnl6-0.08P and X80Mnl6-0.1OP achieved even larger average particle sizes at comparable annealing temperatures.
  • the mean particle sizes were determined by light microscopic investigations on micrographs.
  • Fig. 2 shows a graph in which the work hardening n (here the ni O / 2 o value) of the above-mentioned steel strips, which is also referred to as solidification exponent , compared to the vertical anisotropy (r o / is-, r 45/15 -, and r 90 / is-value) is shown.
  • the n-value was determined in accordance with standard ISO 10275, issue 2006-07, which is hereby incorporated by reference in the Of content of this document is included.
  • the vertical anisotropy is defined in accordance with standard ISO 10113, edition 2006-09, which is hereby incorporated by reference into the disclosure of this document. Since the mechanical properties have a greater scattering than the mean grain size shown in FIG.
  • the steel strips according to the invention have a good cold workability, which is particularly important for further processing in drawing and deep drawing processes.
  • the average thickness for example, was less than 30 nm and, for example, in the range between 5 and 25 nm, in particular 10 and 20 nm, was.
  • a value of 17 nm for the average thickness of the micro- and nano-twins was determined on the cold-rolled product X80Mnl6-0.03P.
  • the presence of these small micro-twins, in particular the nano-twins can explain the high elongation at break values, since it leads, rather than the usual twinning, to an increasing inhibition of the dislocation movement and an increase of dislocation sources.
  • FIGS 3A-C are schematic representations of microstructures observed in electron beam microscopic studies on reshaped samples of steels of the invention.
  • FIG. 3A shows a unidirectionally activated system with conventional twinning, wherein lines 1 represent the mirror lines of the twins.
  • Fig. 3B shows a unidirectional system with micro- or nano-twins 2.
  • the micro- or nano-twins 2 are lath-shaped and often arranged side by side in greater numbers.
  • the lath thickness is referred to as the thickness d of the micro- or nano-twins 2 and is typically much smaller than the thickness of common twins.
  • Fig. 3C shows a bi-directionally activated system
  • Micro- or nano-twins 2 It can be seen that micro- or nano-twins 2 extending in both directions occur.
  • FIG. 4 shows an electron micrograph of a steel structure according to the invention after deformation or tensile stress. A large number of pale-shaped micro- and nano-twins are recognizable in the bright field. ,
  • Fig. 5 shows a micrograph of a weld nugget inventions' to the invention the steel structure by a weld.
  • X80Mnl6-0.1OP samples were used. It can be seen that the basic hardness as well as the maximum hardness in the heat-affected zones and the hardness in the weld nugget agree well and have only slight deviations. These deviations are in the range of the measuring tolerance. It is further recognized that there are no cracks or martensite in the structure.
  • the n value is largely determined by the chemical composition. That is, the strength of the final product that can be achieved by deformation depends on how easily dislocations can travel in the crystal. In the fcc crystal lattice, the solid solubility of C and N is greater than in the bcc crystal lattice.
  • the increase in tensile strength caused by solid solution of C and P is exploited, whereby in recent investigations tensile strength values of 1100 MPa with an extremely high elongation at break of 95% could be measured.
  • the hardening achieved by solid solution of said elements makes it possible to increase the n value considerably. As a result, the highest reported product values of tensile strength and elongation at break are achieved. This is attributed in particular to the use of high phosphorus concentrations and the associated increase in strength-in particular with relatively large average particle sizes.
  • the hot strip or cold strip is cut in further processing into steel sheets, e.g. be used in automotive technology for the production of body parts.
  • steel according to the invention can also be used in rails, switches, in particular switch hearts, rod material, pipes, hollow profiles or high-strength wires.
  • the steel sheets are brought by forming processes such as deep drawing in the desired shape and then further processed into the final products (eg body part).
  • forming processes such as deep drawing in the desired shape and then further processed into the final products (eg body part).
  • the steel sheets of a mechanical stress usually tensile stress

Abstract

Ein warmgewalztes austenitisches Manganstahlband mit einer chemischen Zusammensetzung in Gewichtsangaben von 0,4% ≤ C ≤ 1,2%, 12,0% ≤ Mn ≤ 25,0%, P ≥ 0,01% und Al ≤ 0,05% weist ein Produkt aus Bruchdehnung in MPa und Zugfestigkeit in % von über 65.000, insbesondere über 70.000 MPa% auf. Ein kaltgewalztes austenitisches Manganstahlband mit derselben chemischen Zusammensetzung erreicht ein Produkt aus Bruchdehnung in % und Zugfestigkeit in MPa von über 75.000, insbesondere über 80.000 MPa%.

Description

Beschreibung
MANGANSTAHLBAND MIT ERHÖTEM PHOSPHORGEHALT UND VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG DESSELBEN
Die Erfindung betrifft ein austenitisches Manganstahlband sowie ein Verfahren zur Herstellung austenitischer Manganstahlbänder. Ferner betrifft die Erfindung ein Manganstahlblech mit einem umgeformten, insbesondere streck- bzw. tiefgezogenen Stahlblechabschnitt.
Mangan-Austenite sind Leichtbaustähle, die besonders fest und zugleich dehnbar sind. Die durch die höhere Festigkeit ermöglichte Gewichtsreduktion macht Mangan-Austenite zu einem Werkstoff mit großem Potential in der Fahrzeugindustrie. Denn durch leichtere Karosserien kann der Kraftstoffverbrauch gesenkt werden, wobei eine hohe Dehnungsfähigkeit und Stabilität für die Herstellung der Karosserieteile sowie für deren Crash-Verhalten von Bedeutung sind.
Bekannt sind bereits TRIP-Stähle (TRansformation Induced
Plasticity) , die zunehmend in der Automobilindustrie Verwendung finden. Hochlegierte TRIP-Stähle erreichen hohe Zugfestigkeiten bis über 1000 MPa und können Dehnbarkeiten bis etwa 30% aufweisen. Aufgrund dieser hohen mechanischen Eigenschaf- ten können dünnere Bleche und damit eine Reduzierung des Karosseriegewichts im Fahrzeugbau erreicht werden. TRIP-Stahl besteht aus mehreren Phasen von Eisen-Kohlenstoff-Legierungen, im Wesentlichen aus Ferrit, Bainit und kohlenstoffreichem Rest-Austenit . Der TRIP-Effekt basiert auf der verformungsin- duzierte Umwandlung des Rest-Austenits in Martensit. Diese Umbildung des Kristallgefüges bewirkt eine gleichzeitige Steigerung der Festigkeit und Umformbarkeit bei der Produkt- herstellung oder bei der Produktverwendung im Crash-Fall. Der TRIP-Effekt kann gezielt durch Beimengung der Legierungsele- mente Aluminium und Silizium beeinflusst werden. Beim TRIP-Stahl wird bereits beim Tiefziehen des Karosserieteils ein gewisser Anteil des Austenits in die hochfeste mar- tensitische Phase (α-Martensit) umgewandelt, die sich kaum noch dehnen lässt. Es ist daher möglich, dass bei TRIP- Stählen für den Crash-Fall nur noch eine relativ geringe Dehnungsreserve übrig bleibt.
Die kürzlich entwickelten TWIP-Stähle unterscheiden sich von den TRIP-Stählen dadurch, dass sie eine höhere Bruchdehnung (50% und mehr) aufweisen. Die Abkürzung TWIP steht für
"TWinning Induced Plasticity" , also eine Plastizität, die durch Zwillingsbildung induziert wird. Die besondere Dehnbarkeit von TWIP-Stählen kann durch unterschiedliche Mechanismen im Kristallgefüge hervorgerufen werden. Beispielsweise kann die Dehnbarkeit durch Gitterfehler im Kristallgefüge begünstigt werden, an welchen die Kristallstruktur verformungsindu- ziert umklappen kann, wobei der Umklappmechanismus an einer Spiegelebene abläuft und regelmäßig gespiegelte Kristallbereiche (sogenannte Zwillinge) entstehen lässt. Es lassen sich unterschiedliche Zwillingsbildungstypen unterscheiden. Ferner ist bekannt, dass weitere Effekte wie beispielsweise das Auftreten von Gleitbändern die mechanischen Eigenschaften beeinflussen können. Aufgrund der hohen Dehnbarkeit eignen sich TWIP-Stähle hervorragend zur Herstellung von Blechen in der Fahrzeugindustrie, insbesondere für unfallrelevante Bereiche der Karosserie. TWIP-Stähle haben ein austenitisches Gefüge und zeichnen sich durch einen hohen Mangangehalt (üblicherweise über 25%) und relativ hohe Legierungszusätze von Aluminium und Silizium aus.
Eine der Erfindung zugrunde liegende Aufgabenstellung kann darin bestehen, einen Stahl mit verbesserten mechanischen Eigenschaften zu schaffen. Insbesondere soll eine gute Schweißbarkeit des Stahls und/oder eine gute Umformbarkeit erreich- bar sein. Ferner zielt die Erfindung darauf ab, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahls mit verbesserten mechanischen Eigenschaften, insbesondere hohe Duktilität in Kombination mit hoher Zugfestigkeit, und insbesondere einer guten Schweißbarkeit und einer guten Umformbarkeit anzugeben.
Die der Erfindung zugrunde liegende Aufgabenstellung wird durch die Merkmale der unabhängigen Ansprüche gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen und Weiterbildungen sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
Es wurde festgestellt, dass sich mit einem erfindungsgemäßen austenitischen Manganstahlband hohe mechanische Eigenschaften und eine gute Schweißbarkeit sowie eine gute Umformbarkeit erzielen lassen. Der erfindungsgemäße Stahl zeichnet sich unter anderem dadurch aus, dass bei einem Kohlenstoff-Gehalt in Gew.-% von etwa 0,4% < C < 1,2% ein Mangan-Gehalt von etwa 12,0% < Mn < 25,0% vorhanden ist. Die Prozentangaben von chemischen Bestandteilen beziehen sich in dieser Schrift stets auf Angaben in Gew.-%. Phosphor, das die Streckgrenze bzw. Zugfestigkeit erhöht, die Bruchdehnung vermindert, die Sprö- digkeit fördert, die Austenit-Stabilität absenkt, die Zemen- titausscheidung behindert und die Schweißbarkeit üblicherweise mindert, wird erfindungsgemäß in einem verhältnismäßig hohen Anteil von mindestens 0,01% dazu legiert werden. Dabei stellte sich heraus, dass bei einem weitgehenden Verzicht auf das Legierungselement Aluminium (Al < 0,05%) mit diesem Le- gierungskonzept hohe mechanische Eigenschaften und eine überraschend gute Schweißbarkeit bei sehr guter Umformbarkeit des hergestellten Manganstahlbandes erzielt werden können.
Bei einem warmgewalzten austenitischen Manganstahlband mit der erfindungsgemäßen chemischen Zusammensetzung kann ein
Produkt aus Bruchdehnung in MPa und Zugfestigkeit in Prozent von über 60.000 MPa%, insbesondere über 70.000 MPa% erreicht werden. Bei einem kaltgewalzten austenitischen Manganstahlband mit der erfindungsgemäßen chemischen Zusammensetzung liegt dieses Produkt über 75.000 MPa% und kann über 80.000 MPa%, insbesondere auch über 85.000 MPa%, vorzugsweise über 100.000 MPa% liegen. Es wird angenommen, dass die guten mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Manganstahls auf einer Kombination zumindest der folgenden drei Mechanismen beruhen:
(1) Mikro- und Nanozwillingsbildung mit hoher Dichte:
Es wurde bei den erfindungsgemäßen Stählen eine Bevorzugung von Mikrozwillingsbildung (d.h. der Bildung von kleinen Zwillingen mit geringer Dicke) beim Umformprozess im Kristallge- füge festgestellt. Die nach Umformbeanspruchung (z.B. Tiefziehen) festgestellte hohe Dichte der Mikrozwillinge und ihre geringe Dicke im Vergleich zur Dichte und Dicke der Mikrozwillinge bei konventionellen hochmanganlegierten Stählen bewirken eine Erhöhung der Bruchdehnung. Dies ist zumindest teilweise auf die Tatsache zurückzuführen, dass mit der Dichte der Zwillinge die Anzahl an Versetzungshindernissen deutlich ansteigt. Die mittlere Dicke der Mikrozwillinge lag bei Proben des erfindungsgemäßen Manganstahlbandes, nachdem sie einem Umformprozess unterzogen worden waren, vorzugsweise un- terhalb von 30 nm, insbesondere unterhalb von 20 nm und insbesondere unterhalb von 10 nm. Zwillinge mit einer Dicke von unter 10 nm werden auch als Nanozwillinge bezeichnet . Nach der Umformbeanspruchung lag gegenüber der üblichen Dichte an Zwillingen insbesondere eine signifikant erhöhte Dichte an Nanozwillingen vor. Es wird vermutet, dass mit Erhöhung des Phosphorgehaltes und einer erniedrigten Stapelfehlerenergie die Dichte der Mikrozwillinge und insbesondere der Nanozwillinge zunimmt. Diese wirken direkt auf der Duktilität des Materials und bieten eine ungewohnte sehr hohe Dehnung im Kom- bination mit hoher Zugfestigkeit.
(2) Mischkristallhärtung:
Eine Mischkristallhärtung wird durch hohe Anteile an interstitiell gelösten Legierungselementen wie P und C bewirkt . Dadurch können hohe Festigkeiten (insbesondere größer als
1100 MPa) bei gleichzeitig hohen Kaltverfestigungswerten und Bruchdehnungen (gegebenenfalls größer als 90%) eingestellt werden.
(3) Dynamische Reckalterung: Das Auftreten der dynamischen Reckalterung ist auf die hohen Gehalte an interstitiell gelösten Legierungselementen im Stahl zurückzuführen und ist anhand der Spannungs-Dehnungs- kurven zu erkennen. Dieser Effekt kann einen zusätzlichen Beitrag zur Verbesserung der Festigkeit und der Bruchdehnung des Materials leisten.
Zusätzlich kann bei einer entsprechenden Wärmebehandlung auch noch der Bake-Hardening Effekt zur Steigerung der Streckgrenze herangezogen werden.
Für die hergestellten Stähle wurden die Bake-Hardening-Werte (BH-Werte) gemäß der europäischen Norm EN 10325 ermittelt. Die hohen Anteile an interstitiell gelösten Legierungselementen gewährleisten ein erhöhtes Bake-Hardening Potential und können die mechanischen Eigenschaften des Endproduktes weiter verbessern. Es zeigte sich eine Steigerung der Festigkeit nach der Wärmebehandlung um etwa 30 bis 80 MPa je nach Verformungsgrad .
Es hat sich gezeigt, dass ein geringer Mangan-Gehalt einen positiven Einfluss auf die Phasenumwandlungen und die Umform- Mechanismen (insbesondere die Bildung von Nano- und Mikro- zwillingen und stärkerer Mischkristallhärtung) im Endbauteil hat. Insofern kann der Mangan-Gehalt eines erfindungsgemäßen austenitischen Manganstahlbandes vorzugsweise im Bereich von 14% < Mn < 18,0%, insbesondere 14% < Mn < 16,5% liegen.
Dabei hat sich ferner gezeigt, dass durch eine große Korngröße eine sehr gleichmäßige und hohe Festkörperlöslichkeit der Elemente C und/oder P und/oder N in den großen Körnern erreicht werden kann. Die gute Löslichkeit dieser Elemente kann ebenfalls eine Ursache für die Bevorzugung der Mikrozwil- lingsbildung geringer Größe bzw. der Nanozwillingsbildung und ihrer hohen Dichte im Kristallgefüge sein. Ferner wird vermutet, dass durch die vorzugsweise erreichte hohe Festkörper- löslichkeit von P und C die üblicherweise negativen Auswir- kungen dieser Elemente (Verschlechterung der Schweißbarkeit, Versprödung des Stahls) in überraschender Weise beim erfindungsgemäßen Stahl nicht auftraten. Insbesondere konnten hohe Konzentrationen von C und P erreicht werden, ohne dass sich die Schweißbarkeit des Stahls signifikant verschlechterte.
Da Aluminiumnitrid (AlN) das (austenitische) Kornwachstum behindert, kann durch das Verhältnis von N zu Al die Korngröße gezielt beeinflusst werden. Durch bewusst geringe Zugabe von Al (beispielsweise Al < 0,05%, insbesondere Al < 0,02%) kann bei einem austenitischen Manganstahlband eine hohe Korngröße ermöglicht werden. Der AI-Anteil kann bei dem hier verfolgten Legierungskonzept sehr niedrig gehalten werden, da viel Kohlenstoff für die Desoxidation des flüssigen Stahls zur Verfügung steht. Insbesondere kann der erfindungsgemäße Mangan- stahl einen möglichst geringen Aluminium-Anteil aufweisen, der lediglich durch unvermeidliche Verunreinigungen im Her- stellungsprozess begrenzt ist (d.h. keine Aluminium- Zugabe). Beim erfindungsgemäßen Stahlband wird dadurch ein maximales Korngrößenwachstum beim Rekristallisieren (d.h. beim Warmwal - zen bzw. beim Glühen) ermöglicht.
Ferner können zweckmäßigerweise hohe Phosphor-Anteile von 0,03% < P, insbesondere 0,05% < P, 0,06% < P, 0,07% < P, 0,08% < P und auch 0,10% < P eingesetzt werden. Es kann sogar ein Phosphor-Anteil 0,20% < P vorgesehen sein. Durch einen hohen Phosphor-Gehalt lässt sich die Zugfestigkeit und vor allem die Streckgrenze bei höheren Korngrößen steigern. Überraschenderweise wurde keine wesentliche Absenkung der Bruchdehnung und keine signifikante Verschlechterung der Schweiß- barkeit bei einer Erhöhung des Phosphor-Anteils beobachtet. Durch eine Einstellung der mittleren Korngröße im Metallgefü- ge lässt sich die Zugfestigkeit als auch die Streckgrenze sowie die Bruchdehnung des hergestellten Stahlbands gezielt verändern. Je größer das Korn, desto geringer ist die Zugfes - tigkeit als auch die Streckgrenze und desto höher ist die
Bruchdehnung. Es können mittlere Korngrößen von über 5 μm o- der von über 10 μm eingestellt werden. Insbesondere kann vorgesehen sein, dass bei dem warmgewalzten austenitischen Manganstahlband eine große mittlere Korngröße von über 13 μm, insbesondere über 18 μm eingestellt wird, und dass bei dem kaltgewalzten austenitischen Manganstahlband eine große mittlere Korngröße von über 15 μm, insbesondere über 20 μm eingestellt wird.
Ähnlich wie Aluminium behindert auch Silizium die Ausscheidung von Karbiden wie beispielsweise Zementit ((Fe, Mn)3C), die beim Warmwalzen und beim Glühen auftritt. Da die Zementi- tausscheidung die Bruchdehnung absenkt, ließe sich erwarten, dass durch eine Silizium- Zugabe die Bruchdehnung erhöht wer- den kann.
Vorzugsweise weist der erfindungsgemäße Manganstahl jedoch einen sehr geringen Silizium-Anteil (Si < 1,0%, insbesondere Si < 0,2%, besonders bevorzugt Si < 0,05%) auf, der gegebe- nenfalls lediglich durch unvermeidliche Verunreinigungen im Herstellungsprozess begrenzt ist (d.h. in diesem Fall keine Silizium-Zugabe, der Si-Anteil kann dann unter Si < 0,03% liegen) . Der Grund hierfür besteht darin, dass Silizium einen Einfluss auf Verformungsmechanismen hat. Silizium beeinträch- tigt die Zwillingsbildung, d.h. eine geringe Siliziumkonzentration erleichtert die Zwillingsbildung und möglicherweise besonders die Bildung kleiner Mikrozwillinge bzw. von Na- nozwillingen. Da der Verformungsmechanismus der Mikrozwil- lingsbildung und insbesondere der Nanozwillingsbildung eine hohe Bruchdehnung stark begünstigen, bewirkt dieser Effekt eine Erhöhung der Bruchdehnung bei einer Verringerung des Silizium-Gehalts. Dabei können auch andere Verformungsmechanis- men durch wenig Silizium bevorzugt sein. Daher kann der Silizium-Gehalt des erfindungsgemäßen Manganstahls niedrig, vorzugsweise so niedrig wie möglich, eingestellt werden. Der Silizium-Anteil kann sehr niedrig gehalten werden, da viel Koh- lenstoff für die Desoxidation des flüssigen Stahls zur Verfügung steht, und da die Festigkeit des Stahls (Silizium bewirkt eine Erhöhung der Festigkeit) durch andere Maßnahmen wie z.B. hohe Konzentrationen von C und/oder P gewährleistet wird .
Niob (Nb) , Vanadium (V) und Titan (Ti) sind Elemente, die Ausscheidungen (Karbide, Nitride, Karbonitride) bilden und optional hinzugesetzt werden können, um die Festigkeit durch eine Ausscheidungshärtung zu verbessern. Allerdings weisen diese -Elemente eine kornfeinende Wirkung auf, weshalb ihre
Konzentration gering gehalten werden sollte, sofern eine hohe Korngröße gewährleistet bleiben soll.
Es ist bekannt, dass Nickel (Ni) die Austenit-Phase stabili- sieren kann (sogenannter γ-Stabilisierer) . Nickel kann optional in größeren Mengen (z.B. über 1% bis 5% oder sogar 10%) zugesetzt werden.
Anders als Nickel bewirkt der Festkörperlöslichkeitsverstär- ker (solid Solution strengthener) Chrom (Cr) eine Stabilisierung der α-Ferrite. Zugaben von Chrom bis zu 10 Gew% bevorzugen die Bildung von ε-Martensit und/oder α ' -Martensit , was eine höhere Zughärtung und eine niedrigere Duktilität zur Folge hat. Der Anteil von Chrom sollte daher begrenzt sein. Vorzugsweise kann z.B. Cr < 5 % insbesondere Cr < 0,2% eingestellt werden.
Molybdän (Mo) und Wolfram (W) zeigen ebenfalls eine kornfeinende Wirkung. Wolfram weist eine hohe Affinität zu Kohlen- stoff auf und bildet die harten und sehr stabilen Karbide W2C und WC Stahl. Der Anteil von Wolfram sollte begrenzt sein. Vorzugsweise kann W < 2 % insbesondere W < 0,02% eingestellt werden. Wolfram ist ein noch besserer Festkörperlöslichkeits- verstärker als Chrom und bildet ebenfalls Karbide (aber in geringerem Umfang als Chrom) . Vorzugsweise kann Mo < 2% insbesondere Mo < 0,02% eingestellt werden.
Die Korngröße eines warmgewalzten Stahlbandes wird ferner stark durch die Endwalztemperatur beim Warmwalzen beein- flusst. Das erfindungsgemäße Stahlband kann mit einer Endwalztemperatur zwischen 75O0C und 10500C, vorzugsweise zwi- sehen 8000C und 9000C, gewalzt werden. Bei gegebener chemischer Zusammensetzung lässt sich durch die Wahl der Endwalz- temperatur die mittlere Korngröße einstellen.
Es konnte gezeigt werden, dass sich bei dem erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahl eine hohe Bruchdehnung von 60% oder 65% und mehr erreichen lässt. Die Zugfestigkeit des warmgewalzten Stahls kann dabei vorzugsweise über 1050 MPa liegen.
Durch das Kaltwalzen können die mechanischen Eigenschaften des warmgewalzten austenitischen Manganstahlbands erhöht werden. Die Korngröße eines kaltgewalzten Stahlbandes wird durch die Glühtemperatur stark beeinflusst. Das nach dem Kaltwalzen erfolgende Glühen kann beispielsweise bei einer Glühtemperatur zwischen 75O0C und 10500C durchgeführt werden, und insbe- sondere kann die Glühtemperatur größer als 9000C sein. Es sind Zugfestigkeiten von über 1100 MPa, insbesondere über 1200 MPa, bei einer Bruchdehnung von über 75%, insbesondere über 80%, erreichbar.
Ein erfindungsgemäßes Manganstahlblech mit den genannten chemischen Zusammensetzungen weist einen umgeformten, insbesondere streck- bzw. tiefgezogenen Stahlblechabschnitt auf, dessen Gefüge Mikrozwillinge mit einer mittleren Dicke kleiner als 30 nm, insbesondere kleiner als 20 nm und Nanozwillinge mit einer mittleren Dicke kleiner als 10 nm aufweist. Wie erwähnt bilden sich diese Mikro- und Nanozwillinge beim Umforra- prozess, wobei die hohen mechanischen Eigenschaften des Aus- gangsproduktes vermutlich - zumindest teilweise - auf diesen Verformungsmechanismus zurückzuführen sind.
Bei einem Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten auste- nitischen Manganstahlbands wird nach dem Gießen eines Halbzeugs aus Stahl das Halbzeug auf eine Temperatur oberhalb HOO0C erwärmt. Das erwärmte Halbzeug wird mit einer Endwalztemperatur zwischen 7500C und 10500C, vorzugsweise zwischen 8000C und 9000C, gewalzt. Anschließend erfolgt ein Abkühlen des gewalzten Stahlbandes mit einer Rate von 20°C/s oder höher. Vorzugsweise wird eine rasche Abkühlung des warmgewalzten Stahlbandes mit einer Rate von 50°C/s oder höher, insbesondere 200°C/s oder höher, durchgeführt. Eine rasche Abkühlung trägt dazu bei, eine hohe Festkörperlöslichkeit der EIe- mente C, N und P in den Körnern zu bewirken. Anschaulich gesprochen kommt es durch die rasche Abkühlung zu einem "Einfrieren" der gelösten Elemente ohne oder mit nur geringer Ausscheidungsbildung. Mit anderen Worten kann durch eine rasche Abkühlung die Ausscheidungsbildung weitgehend unterbun- den werden. Insbesondere kann durch eine rasche Abkühlung sowohl das Auftreten von Korngrenzen-Karbiden als auch eine durch hohe Phosphor-Gehalte bewirkte Versprödung (Korngrenzensegregationen) des Stahlgefüges verhindert werden. Je höher die Abkühlungsrate, desto besser und gleichmä- ßiger kann Kohlenstoff und Phosphor in Lösung gehalten werden. Es wurden Abkühlungsraten von über 100°C/s bis 400°C/s eingesetzt. Möglich sind auch Abkühlungsraten von über 400°C/s bis sogar von über 600°C/s. Bei Bedarf kann vor der raschen Abkühlung eine Zwischenphase von mehreren Sekunden, insbesondere 1 bis 4 Sekunden, andauern, in welcher das
Stahlband langsam an Luft auskühlt um die Rekristallisation des Phosphor- legierten Stahlbandes zu verbessern.
Zur Herstellung eines kaltgewalzten austenitischen Mangan- stahlbands wird das warmgewalzte Stahlband kaltgewalzt und anschließend zur Rekristallisierung geglüht. Vorzugsweise wird beim Kaltwalzen durch Anwendung hoher WaIz- kräfte eine hohe Dickenreduzierung im Bereich von über 45%, insbesondere über 60%, besonders bevorzugt über 80% vorgenommen .
Die Glühtemperatur kann zwischen 7500C und 11500C liegen und insbesondere größer als 9000C sein. Durch Glühen lässt sich die Korngröße nochmals verändern, wobei nach dem Glühen eine Korngröße von über 15 μm, insbesondere über 20 μm, vorgesehen sein kann, um eine hohe Bruchdehnung und möglicherweise eine Verbesserung der Festkörperlöslichkeit von Kohlenstoff, Phosphor und gegebenenfalls Stickstoff zu erreichen. Eine hohe Zugfestigkeit kann insbesondere durch einen verhältnismäßig hohen Anteil an Phosphor (und Kohlenstoff) gewährleistet wer- den.
Nach dem Glühen erfolgt ein Abkühlen des gewalzten Stahlbandes mit einer Rate von 20°C/s oder höher. Vorzugsweise wird eine rasche Abkühlung des kaltgewalzten Stahlbandes mit einer Rate von 50°C/s oder höher, insbesondere 200°C/s oder höher, durchgeführt .
Wie bereits beim Warmbandprozess beschrieben, trägt auch hier eine rasche Abkühlung dazu bei, eine hohe und gleichmäßige Festkörperlöslichkeit von Kohlenstoff, Phosphor und Stickstoff in den Körnern zu bewirken und dadurch eine hohe Zugfestigkeit auch bei großen Körnern zu erreichen. Es wurden Abkühlungsraten von über 100°C/s bis 400°C/s eingesetzt. Möglich sind auch Abkühlungsraten von über 400°C/s bis sogar von über 600°C/s. Bei Bedarf kann vor der raschen Abkühlung eine Zwischenphase von mehreren Sekunden, insbesondere 1 bis 6 Sekunden, andauern, in welcher das Stahlband langsam an Luft auskühlt um die Rekristallisation des Phosphor- legierten Stahlbandes zu verbessern. Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die Zeichnungen in beispielhafter Weise näher erläutert; in den Zeichnungen zeigen:
Fig. 1 ein Schaubild, in welchem für kaltgewalzte Stähle die mittlere Korngröße gegenüber der Glühtemperatur dargestellt ist;
Fig. 2 ein Schaubild, in welchem für mehrere Proben kalt- gewalzter Stähle die Kaltverfestigung (n10/20-Wert) gegenüber der senkrechten Anisotropie (ro/i5-, r45/15-, und r90/i5-Wert) dargestellt ist;
Fig. 3A-C schematische Darstellungen von Zwillingen und Mik- rozwillingen bzw. Nanozwillingen in der Gefügestruktur von Stählen;
Fig. 4 eine Aufnahme eines Transmissionselektronenmikro- skops von einem erfindungsgemäßen Stahlgefüge; und
Fig. 5 einen Mikroschliff der Schweißlinse eines geschweißten erfindungsgemäßen Stahlgefüges .
Zunächst werden in beispielhafter Weise verschiedene Möglich- keiten zur Herstellung erfindungsgemäßer Manganstähle erläutert.
Bei einer ersten Verfahrensroute erfolgt die Roheisenerzeugung im Hochofen oder mit einem Schmelzreduktionsver- fahren wie beispielsweise Corex oder Finex. Der Tecnored Pro- zess ist ebenfalls möglich. Das Roheisen wird dann beispielsweise in einem Sauerstoffaufblas-Verfahren (z.B. in einem LD (Linz-Donawitz) /BOF (Bottom Oxygen Furnace) Verfahren) in Stahl umgewandelt. Vor dem Gießen des Stahls kann eine Vaku- um-Entgasung (z.B. nach dem Ruhrstahl-Heraeus-Verfahren (RH)) durchgeführt und ein Pfannenofen (Ladle Furnace) zur Beheizung und zum Legieren der Metallschmelze eingesetzt werden. Eine zweite Herstellungsroute, die für Manganstähle besonders geeignet sein kann, verwendet einen Lichtbogenofen (EAF: Electric Are Furnace) zur Stahlerzeugung und einen AOD- Konverter zur Entkohlung des flüssigen Stahls. Wiederum kann vor dem Gießen des Stahls ein Pfannenofen zum Beheizen und zum Legieren der Metallschmelze eingesetzt werden.
Der so erzeugte Stahl kann mittels verschiedener Gießtechni- ken wie beispielsweise Blockguss, Gießwalzen, Dünnbandgießen oder Stranggießen weiterverarbeitet werden. Der beim Gießen erzeugte Stahlkörper wird Halbzeug genannt und kann z.B. in Form von Brammen, Knüppel oder Blöcken realisiert sein.
Die Bramme wird in Warmbandstraßen zu Warmband weiterverarbeitet. Hierfür können Walzgerüste für Schmalband (Breite kleiner 100 mm) , Mittelband (Breite zwischen 100 mm und 600 mm) und Breitband (Breite größer 600 mm) eingesetzt werden. Weiters ist die Verarbeitung von Blöcken und Knüppel zu Pro- filen, Rohren oder Drähten möglich.
Im folgenden wird ein Warmbandprozess (WB) beschrieben, nach dem erfindungsgemäße Stahlbänder herstellbar sind.
Bei der Herstellung erfindungsgemäßer Stahlbänder kann eine Walztemperatur zwischen etwa 11000C und 13000C, gegebenenfalls auch höher, eingesetzt werden. Die Walzendtemperatur kann beispielsweise zwischen 7500C und 10500C und insbesondere zwischen 8000C und 9000C liegen. Durch unterschiedliche Walzendtemperaturen ergeben sich gemäß der dynamischen Rekristallisation bei der vorherrschenden Temperatur unterschiedliche mittlere Korngrößen des warmgewalzten Stahlbandes. Je geringer die Walzendtemperatur, desto kleiner ist bei gegebener chemischer Zusammensetzung die erhaltene mittlere Korngröße. Mit einer Verkleinerung der mittleren Korngröße nimmt die Zugfestigkeit und die Bruchfestigkeit des warmgewalzten Stahlbandes zu, die Bruchdehnung nimmt ab. Bei einer zu geringen Walzendtemperatur besteht jedoch die Gefahr, dass die hohe Kornfeinung bei Manganstählen durch die erhöhte Festigkeit einen Verlust an plastischer Verformbarkeit herbeiführt. Ferner kommt es bei niedrigen Walzendtemperaturen auf- grund der Phasenstabilität zunehmend zur Bildung von Zementit ((Fe, Mn)3C), wodurch die mechanischen Eigenschaften beeinträchtigt werden können. Die Zementitausscheidungen erreichten bei Walzendtemperaturen unter 7400C eine Partikelgröße, durch welche die mechanischen Eigenschaften deutlich beein- trächtigt wurden.
Die mittlere Korngröße des Warmband-Stahlbandes wird ferner durch den Gehalt an Aluminium und Stickstoff beeinflusst. Es ist bekannt, dass Mangan die Löslichkeit von Stickstoff in flüssigem Eisen erhöht. In flüssigem Eisen gelöster Stickstoff bildet mit Aluminium Aluminiumnitrid-Ausscheidungen, die die Migration von Korngrenzen und damit das Kornwachstum behindern. Aluminiumnitrid kann ferner eine Rissbildung beim Warmumformen bewirken. Es hat sich gezeigt, dass durch eine gezielte Steuerung des Aluminium- und Stickstoffgehaltes im Stahl niedrige Endwalztemperaturen deutlich unter 9500C und insbesondere unter 9000C bis hinunter zu 7500C möglich sind, ohne dass dabei eine Rissbildung auftritt. Allerdings ist die Bildung großer Zementitpartikel , die bei einer Absenkung der Endwalztemperatur unterhalb von etwa 7400C bis 8000C einsetzt, zu vermeiden. Besonders bevorzugte Endwalztemperaturen im Warmwalzprozess können daher im Bereich von 8000C bis 9000C liegen.
Beispielsweise wurde das Vermeiden einer Rissbildung bei den genannten Endwalztemperaturen im Bereich von 8000C bis 9000C mit chemischen Zusammensetzungen erreicht, bei denen ein extrem geringer Anteil von Aluminium bis maximal 0,008% oder 0,010% in Kombination mit einem geringen Gehalt an Stickstoff bis z.B. maximal 0,030% oder 0,036% eingesetzt wurden. Die jeweiligen Konzentrationen der Elemente sind voneinander abhängig. Wenn weniger Stickstoff verwendet wird, ist mehr Alu- minium zulässig und umgekehrt. Insofern sind bei einem geringen Aluminiumgehalt auch höhere Stickstoffgehalte als oben angegeben möglich.
Nach dem Warmwalzen wird eine rasche Abkühlung des Warmbands mit möglichst hohen Abkühlgeschwindigkeiten (z.B. über 50°C/s oder auch höher) durchgeführt. Die Abkühlung kann durch Beaufschlagung des Warmbandes mit Wasser erfolgen.
Das Warmband wird dann in einer kontinuierlich arbeitenden
Beizanlage z.B. mit Schwefelsäure gereinigt (entzundert). Das Warmband kann beispielsweise eine Dicke von 1,5 bis 2,0 mm aufweisen. Es können jedoch auch Warmband-Produkte mit kleineren oder größeren als den oben angegebenen Banddicken rea- lisiert werden. Ein Glühschritt wird bei den hier hergestellten Warmband- Produkten üblicherweise nicht durchgeführt. In einer besonderen Ausführungsform wird ein solcher Glühschritt jedoch durchgeführt und bewirkt eine Kornvergröberung als auch eine Erhöhung der Bruchdehnung.
Das in der vorstehend beschriebenen Weise erzeugte Warmband kann durch Kaltwalzen und Glühen zum Kaltband-Produkt weiterverarbeitet werden. Durch Kaltwalzen wird das Warmband weiter in seiner Dicke reduziert und die mechanisch- technologischen Eigenschaften des Bandes werden eingestellt. Es können beispielsweise geringe Banddicken im Bereich von etwa 0,7 mm bis 1,75 mm des Kaltbandes erzeugt werden. Kaltband- Produkte mit solchen geringen Dicken sind insbesondere im Automobilbereich für Crash-absorbierende Bauteile von Interesse. Es können je- doch auch Kaltband-Produkte mit kleineren oder größeren als den oben angegebenen Banddicken realisiert werden.
Das Kaltwalzen erfolgt vorzugsweise unter Anwendung hoher Walzkräfte. Es können Walzgerüste mit 2 bis 20 Rollen einge- setzt werden. Um die hohen Kaltwalzkräfte aufzubringen, können beispielsweise für hohe Walzdrücke ausgelegte Walzgerüste mit 12 oder 20 Walzen, insbesondere vom Sendzimir-Typ (Cluster-Walze) , eingesetzt werden. Eine Sendzimir-Walzanlage mit 12 Walzen besteht beispielsweise aus einer symmetrischen Anordnung von jeweils 3 Rückwalzen, 2 Zwischenwalzen und 1 den Walzspalt definierenden Druckwalze. Eine Sendzimir- Walzanlage mit 20 Walzen besteht beispielsweise aus einer symmetrischen Anordnung von jeweils 4 Rückwalzen, 3 äußeren Zwischenwalzen, 2 inneren Zwischenwalzen und 1 den Walzspalt definierenden Druckwalze. Es zeigte sich eine überraschend gute Walzbarkeit und eine geringe Rissbildung im Vergleich zu anderen Manganstählen.
Die beim Kaltwalzen erreichte prozentuale Dickenreduzierung (Kaltwalzgrad) kann über 40% liegen und z.B. zwischen 40% und 60% betragen. Das Kaltwalzen wurde auch mit Kaltwalzgraden über 60%, insbesondere auch über 80% durchgeführt. Es wurde mit und ohne Zug kaltgewalzt .
Nach dem Kaltwalzen oder in einem Zwischenschritt während des Kaltwalzens wird das Stahlband zur Rekristallisation geglüht. Das Glühen kann z.B. nach dem Kontiglühverfahren oder dem Haubenglühverfahren durchgeführt werden. Durch das Glühen wird die beim Kaltwalzen auftretende Verfestigung des Gefüges wieder abgebaut. Es kommt dabei über Keimbildung und Kornwachstum zu einem Neuaufbau des Gefüges .
Das Glühen kann bei Temperaturen zwischen 7500C und 12500C, insbesondere 7500C bis 11500C vorgenommen werden und etwa 5 Sekunden bis 5 Minuten, insbesondere 2 bis 5 Minuten auf Glühtemperatur andauern. Die Glühzeit ist ausreichend, um das Band im wesentlichen ganzvolumig auf die jeweilige Glühtemperatur aufzuwärmen. Es können auch mehrere Walzschritte und dazwischenliegend Zwischenglühschritte bei einer geeigneten Temperatur, z.B. etwa 9500C, durchgeführt werden.
Nach dem Glühen wird das heiße Stahlband rasch abgekühlt, vorzugsweise, indem es durch Beaufschlagung mit Wasser oder im Gasstrom (Gasj et) abgeschreckt wird. Es hat sich herausge- stellt, dass eine besonders rasche Abkühlung hilfreich ist, eine hohe Festkörperlöslichkeit der Elemente C, N und P in den Körnern zu bewirken. Insbesondere konnte die mit einem hohen Phosphor-Gehalt kritische Versprödung (Korngrenzen- segregationen) durch Erhöhung der Abkühlgeschwindigkeit weitgehend oder vollständig verhindert werden. Vorteilhaft sind Abkühlgeschwindigkeiten von über etwa 500C oder über 1000C pro Sekunde. Ferner können vorzugsweise auch Abkühlgeschwindigkeiten von über 200°, 3000C oder 4000C pro Sekunde vorge- sehen sein, wobei auch Versuche mit Abkühlgeschwindigkeiten über 5000C und über 6000C pro Sekunde erfolgreich durchgeführt wurden.
Nach dem Kaltwalzen, Glühen und Abkühlen kann ein Kaltnach- walzen (Dressieren) zur Einstellung einer geeigneten Ebenheit des Kaltbandes durchgeführt werden. Beim Kaltnachwalzen können Dickenreduzierungen von z.B. 0,5%, 1,5%, 5%, 25% und mehr als 40%, oder geeignete Zwischenwerte, erzielt werden.
Weitere Prozessschritte wie beispielsweise die Verzinkung
(z.B. Feuerverzinkung oder elektrolytische Verzinkung) können sich je nach Einsatzgebiet und Kundenwunsch anschließen.
Die chemische Zusammensetzung des Stahls kann in weiteren Le- gierungselementen über einen weiten Bereich variieren. Beispielsweise können als obere Grenzwerte optional vorgesehen sein: 0,5% > V, 0,5% > Nb, 0,5% > Ti, 10% > Cr, 10% > Ni, 1% > W, 1% > Mo, 3% > Cu, 0,02% > B, der Rest wie erwähnt Eisen und produktionsbedingte Verunreinigungen. Spezielle Aus- führungsbeispiele der Erfindung nutzen die folgenden Bereiche: 0,85% > C > 0,70%, 16,2% > Mn > 15,5%, 0,015% > Al > 0, 0005%,
0,028% > Si > 0,001%, 0,039% > Cr > 0,020%, 0,08% > Ni > 0,02%, 0,025% > Nb > 0,020%, 0,002% > Ti > 0,0015%, 0,0056% > V > 0,002%,
0,04% > N > 0,015%, 0,2% > P > 0,01%. Insbesondere können, wie die folgenden Beispiele zeigen, auch extrem hohe Phos- phor-Konzentrationen von z.B. über 0,10% < P oder sogar 0,12% < P vorgesehen sein.
Nachfolgend wir die Erfindung in beispielhafter Weise anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
In der Tabelle 1 ist die chemische Zusammensetzung von vier Stahlbändern X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6-0.03P, X80Mnl6-0.08P und X80Mnl6-0.1OP mit einer Phosphor-Konzentration zwischen 0,011 und 0,102 Gew-% angegeben.
Der Warmbandprozess (WB) wurde jeweils gemäß den vorstehenden Angaben durchgeführt. Die verwendeten Endwalztemperaturen
(zwischen 7500C und 10300C) sowie die erhaltenen mechanischen Eigenschaften der erzeugten Warmband-Produkte X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6-0.03P, X80Mnl6 -0.08P und X80Mnl6 -0.1OP sind in der Tabelle 2 angegebenen. Die bei den Zugversuchen erhaltenen mechanischen Werte wurden nach dem europäischen Standard
"EUROPÄISCHE NORM EN 10002-1, Juli 2001" bestimmt, der hiermit durch Bezugnahme in den Offenbarungsgehalt dieser Schrift aufgenommen wird. Sämtliche in der Tabelle 2 angegebenen Werte sind auch als untere Grenzwerte für die Größe, auf die sie bezogen sind, offenbart.
Wie bereits erwähnt, kann das Warmband (WB) optional zu einem Kaltband (KB) weiterverarbeitet werden. In den hier dargestellten Ausführungsbeispielen erfolgte die Kaltbandverarbeitung mit den in Tabelle 3 angegebenen Verarbeitungsparametern. Die mechanischen Eigenschaften der auf diese Weise hergestellten Kaltband-Produkte der chemischen Zusammensetzungen X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6 - 0.03P, X80Mnl6 -0.08P und X80Mnl6-0.1OP sind in Tabelle 3 angegebenen. Sämtliche in der Tabelle 3 angegebenen Werte sind auch als untere Grenzwerte für die Größe, auf die sie bezogen sind, offenbart.
Wie der Tabelle 3 zu entnehmen ist, wurden die Kaltband- Produkte mit den KB-Nummern 1 bis 7 und 9 mit einer Endwalz - temperatur von 9000C im Warmbandprozess gewalzt. Ansonsten wurde derselbe Warmbandprozess verwendet, der den Warmband- Produkten in Tabelle 2 zugrunde liegt.
Den Kaltband-Produkten mit den KB-Nummern 1 bis 3 liegt somit näherungsweise das Warmband-Produkt mit der WB-Nummer 2 zugrunde (die Endwalztemperaturen unterscheiden sich lediglich um 100C) und den Kaltband-Produkten mit den KB-Nummern 4 bis 6 liegt näherungsweise das Warmband-Produkt mit der WB- Nummer 5 zugrunde (die Endwalztemperaturen unterscheiden sich lediglich um 300C) .
Die Tabelle 3 zeigt, dass Zugfestigkeiten Rm über 1100 MPa und sogar über 1200 MPa erreicht werden, und dass auch bei großen mittleren Korngrößen (über 15 μm im Fall von X80Mnl6- 0.03P (KB-Nr. 6) und X80Mnl6-0.1OP (KB-Nr. 10) sowie über 20 μm oder gegebenenfalls sogar 25 μm im Fall der anderen Pro- ben) noch Zugfestigkeiten Rm über 1000 MPa erreicht werden. Die Zugfestigkeit Rm ist definiert als die bei maximaler Zugkraft am Werkstück auftretende Spannung.
Die in Tabelle 3 angegebene Bruchdehnung A50 ist die auf die Anfangsmesslänge bezogene prozentuale, bleibende Längenänderung nach dem Bruch der Zugprobe (nach der genannten Norm EN 10002-1), wobei eine Anfangsmesslänge von 50 mm zugrunde gelegt wird. Für die Stahlbänder zeigte sich, dass hohe Bruch- dehnungswerte über 75% und insbesondere bei großen mittleren Korngrößen teilweise über 80% und sogar über 90% erreichbar sind.
Eine weitere wichtige Kenngröße für die mechanischen Eigen- schatten der Stahlbänder ist das Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung. Besonders bei großen mittleren Korngrößen werden hohe Produktwerte erreicht. Ursache hierfür ist, dass große Körner zu höheren Bruchdehnungswerten führen und die Zugfestigkeit, die üblicherweise mit wachsender Korngröße deutlich abfällt, erfindungsgemäß durch den verhältnismäßig hohen Kohlenstoff- und/oder Phosphorgehalt weitestgehend aufrechterhalten wird.
Bei den Schweißuntersuchungen konnten selbst bei den höheren P-Gehalten von 0,08% und 0,1% (X80MN16-0.08P bzw. X80MN16- 0.10P) beim Warmband und beim Kaltband eine sehr gute Schweißeignung festgestellt werden, d.h. als Bruchart wurden bei allen Proben Ausknöpfungsbrüche erreicht.
In Tabelle 4 sind die Ergebnisse einer Untersuchung der
Schweißeignung der Stähle der chemischen Zusammensetzungen X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6-0.03P, X80Mnl6- 0.08P und X80Mnl6-0.1OP angegeben: Tabelle 4 - Untersuchun der Schweißeignung -
Gemäß Tabelle 4 wird bei allen Stahlbändern ein Schweißbe- reich deltal von mindestens 1,1 kA festgestellt, welcher die für eine gute Schweißeignung notwendigen 1,0 kA überschreitet.
In Fig. 1 ist die mittlere Korngröße der in Tabelle 3 genann- ten Aluminiumnitrid-armen Kaltband-Stahlbänder mit den chemischen Zusammensetzungen X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6-0.03P, X80Mnl6-0.08P und X80Mnl6-0.1OP in Abhängigkeit von der Glühtemperatur beim Kaltbandprozess dargestellt. Den hier dargestellten Kaltband-Produkten lag eine Endwalztemperatur von 9000C im Warmbandprozess zugrunde. Dem Schaubild ist zu entnehmen, dass die Stahlbänder X80Mnl6-0.01P und X80Mnl6-0.03P bei Glühtemperaturen von etwa 9200C mittlere Korngrößen über 15 μm erreichen. Die phosphorreicheren Stahlbänder der chemischen Zusammensetzungen X80Mnl6-0.08P und X80Mnl6-0.1OP er- reichten bei vergleichbaren Glühtemperaturen noch größere mittlere Korngrößen. Die mittleren Korngrößen wurden durch lichtmikroskopische Untersuchungen an Schliffbildern bestimmt .
Fig. 2 zeigt ein Schaubild, in welchem die Kaltverfestigung n (hier der niO/2o-Wert) der oben genannten Stahlbänder, die auch als Verfestigungsexponent bezeichnet wird, gegenüber der senkrechten Anisotropie (ro/is-, r45/15-, und r90/is-Wert) dargestellt ist. Der n-Wert wurde gemäß der Norm ISO 10275, Ausga- be 2006-07 ermittelt, die hiermit durch Bezugnahme in den Of- fenbarungsgehalt dieser Schrift aufgenommen wird. Die senkrechte Anisotropie ist gemäß der Norm ISO 10113, Ausgabe 2006-09 definiert, die hiermit durch Bezugnahme in den Offenbarungsgehalt dieser Schrift aufgenommen wird. Da die mecha- nischen Eigenschaften eine größere Streuung als die in Fig. 1 dargestellte mittlere Korngröße aufweist, wurden mehrere Proben der genannten Stahlbänder untersucht. Je höher der ro/i5-, r45/i5-, und r90/i5-Wert, desto besser ist die Tiefziehbarkeit des Materials. Ein hoher n-Wert begünstigt insbesondere die Streckziehbarkeit . Dem Schaubild ist zu entnehmen, dass nio/2o-Werte oberhalb von 0,5 bei einem ro/i5-, r45/i5-, und r90/i5-Wert im Bereich von 0,6 bis 1,5 erreichbar sind. Die phosphorreichen Stahlbänder der chemischen Zusammensetzungen X80Mnl6-0.08P und X80Mnl6-0.1OP erreichen etwas höhere n- Werte als die Stahlbänder der chemischen Zusammensetzungen
X80Mnl6-0.01P und X80Mnl6 - 0.03P . Somit weisen die erfindungsgemäßen Stahlbänder eine gute Kaltumformbarkeit auf, was insbesondere für die Weiterverarbeitung in Streck- und Tiefziehprozessen wichtig ist.
Nach den Zugbeanspruchungen an den erfindungsgemäßen Stahl- Produkten konnten verschiedene Verformungsmechanismen nachgewiesen werden. Charakteristisch war das Auftreten verschiedener Typen von Zwillingsbildung. Dabei stellte sich heraus, dass in den zugbeanspruchten Proben der erfindungsgemäßen
Stähle sehr viele und feine Mikro- und Nanozwillinge vorhanden sind, deren mittlere Dicke beispielsweise kleiner als 30 nm war und z.B. im Bereich zwischen 5 und 25 nm, insbesondere 10 und 20 nm, lag. Beispielsweise wurden am kaltgewalzten Produkt X80Mnl6-0.03P ein Wert von 17 nm für die mittlere Dicke der Mikro- und Nanozwillinge ermittelt. Das Vorhandensein dieser kleinen Mikrozwillinge, insbesondere der Nanozwillinge, kann die hohen Bruchdehnungswerte erklären, da es - eher als die übliche Zwillingsbildung - zu einer zunehmenden Be- hinderung der Versetzungsbewegung und einer Zunahme von Versetzungsquellen führt. Die Figuren 3A-C zeigen schematische Darstellungen von Gefügestrukturen, die bei elektronenstrahlmikroskopischen Untersuchungen an umgeformten Proben der erfindungsgemäßen Stähle beobachtet werden. Fig. 3A zeigt ein in eine Richtung akti- viertes System mit konventioneller Zwillingsbildung, wobei die Linien 1 die Spiegellinien der Zwillinge darstellen.
Fig. 3B zeigt ein in eine Richtung aktiviertes System mit Mikro- bzw. Nanozwillingen 2. Die Mikro- bzw. Nanozwillinge 2 sind lattenförmig und häufig in größerer Anzahl nebeneinanderliegend angeordnet. Die Lattendicke wird als Dicke d der Mikro- bzw. Nanozwillinge 2 bezeichnet und ist typischerweise wesentlich kleiner als die Dicke üblicher Zwillinge.
Fig. 3C zeigt ein in zwei Richtungen aktiviertes System mit
Mikro- bzw. Nanozwillingen 2. Es ist erkennbar, dass in beide Richtungen verlaufende Mikro- bzw. Nanozwillinge 2 auftreten.
Fig. 4 zeigt eine elektronenmikroskopische Aufnahme eines er- findungsgemäßen Stahlgefüges nach einer Umformung oder Zugbeanspruchung. Es ist eine große Anzahl lattenförmiger Mikro- und Nanozwillinge im Hellfeld erkennbar. .
Fig. 5 zeigt einen Mikroschliff der Schweißlinse eines erfin-' dungsgemäßen Stahlgefüges nach einer Schweißung. Verwendet wurden X80Mnl6-0.1OP Proben. Es ist zu erkennen, dass die Grundhärte sowie die maximale Härte in den Wärmeeinflusszonen und die Härte in der Schweißlinse gut übereinstimmen und nur geringe Abweichungen aufweisen. Diese Abweichungen liegen im Bereich der Messtoleranz. Man erkennt des weiteren, dass keinerlei Risse als auch kein Martensit im Gefüge vorhanden ist.
Ferner stellte sich bei den TEM-Gefügeuntersuchungen heraus, dass Anteile von ε-Martensit und möglicherweise auch α1 -Martensit im Gefüge der Endprodukte vorhanden sein können. Es muss also keine 100%-ige Austenitphase im Endprodukt vorliegen, obwohl bevorzugt eine 100%-ige Austenitphase vorlie- gen sollte. Messungen am kaltgewalzten Produkt X80Mnl6-0.03P ergaben z.B. etwa 3% ε-Martensit und 1% α1 -Martensit . Da α'-Martensit die Zugfestigkeit erhöht, ist denkbar, dass die hohen Zugfestigkeitswerte, die insbesondere auch noch bei ho- hen Korngrößen aufrecht erhalten werden, möglicherweise auch durch den (allerdings relativ geringen) α ' -Martensitanteil im Endprodukt günstig beeinflusst werden.
Der n-Wert wird maßgeblich durch die chemische Zusammenset- zung vorgegeben. D.h., die durch Verformung erzielbare Festigkeit des Endproduktes hängt davon ab, wie leicht sich Versetzungen in dem Kristall fortbewegen können. Im fcc- Kristallgitter ist die Festkörperlöslichkeit von C und N größer als im bcc-Kristallgitter . Hier wird, wie bereits ange- sprochen, die durch Festkörperlösung von C und P bewirkte Erhöhung der Zugfestigkeit ausgenutzt, wobei bei kürzlich durchgeführten Untersuchungen Zugfestigkeitswerte von 1100 MPa bei einer extrem hohen Bruchdehnung von 95% gemessen werden konnten. Die durch Festkörperlösung der genannten Elemen- te erreichte Härtung ermöglicht es, den n-Wert beträchtlich zu erhöhen. Im Ergebnis werden die höchsten bislang berichteten Produktwerte aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung erreicht. Dies wird besonders auf die Verwendung von hohen Phosphor- Konzentrationen und der damit verbundenen Festigkeitssteige- rung - insbesondere bei relativ großen mittleren Korngrößen - zurückgeführt .
Das Warmband oder Kaltband wird bei der Weiterverarbeitung in Stahlbleche geschnitten, die z.B. in der Kraftfahrzeugtechnik zur Herstellung von Karosserieteilen eingesetzt werden. Weiters kann der erfindungsgemäße Stahl auch in Schienen, Weichen insbesondere Weichenherzen, Stabmaterial, Rohren, Hohlprofilen oder hochfesten Drähten Anwendung finden.
Die Stahlbleche werden durch Umformprozesse wie beispielsweise Tiefziehen in die gewünschte Form gebracht und dann in die Endprodukte (z.B. Karosserieteil) weiterverarbeitet. Beim Um- formprozess werden zumindest Teilabschnitte der Stahlbleche einer mechanischen Beanspruchung (üblicherweise Zugbeanspruchung) ausgesetzt, so dass in diesen Bereichen die oben beschriebenen Verformungsmechanismen wirksam werden. Insbesondere kommt es in den umgeformten Bereichen zu der beschriebenen Bildung von vielen, dünnen Mikro- und Nanozwillingen, die das Umformverhalten günstig beeinflussen und am (umgeformten) Stahlblech nachweisbar sind.

Claims

Patentansprüche
1. Warmgewalztes austenitisches Manganstahlband mit einer chemischen Zusammensetzung in Gewichtsangaben von 0,4% < C < 1,2%
12, 0% < Mn < 25, 0% P > 0, 01% Si < 2%
Al < 0,05%, wobei ein Produkt aus Bruchdehnung in % und Zug- festigkeit in MPa von über 65.000, insbesondere über 70.000 MPa% erreicht wird.
2. Warmgewalztes austenitisches Manganstahlband nach Anspruch 1, mit der Eigenschaft, dass eine Probe des Manganstahlban- des, nachdem sie einem Umformprozess unterzogen wurde, in ihrem Gefüge Mikrozwillinge mit einer mittleren Dicke kleiner als 30 nm, insbesondere kleiner als 20 nm aufweist, insbesondere kleiner als 10 nm.
3. Warmgewalztes austenitisches Manganstahlband nach Anspruch 1 oder 2, mit 14,0% < Mn < 18,0%, insbesondere 14,0% < Mn < 16,5%.
4. Warmgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der vorhergehenden Ansprüche, mit P > 0,03%, insbesondere P > 0,05%, insbesondere P > 0,06%, insbesondere P > 0,08%, noch insbesondere P > 0,10%.
5. Warmgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der vorhergehenden Ansprüche, mit 0,6% < C < 0,9%.
6. Warmgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der vorhergehenden Ansprüche, mit Al < 0,05%, insbesondere Al < 0, 02%.
7. Warmgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der vorhergehenden Ansprüche, mit Si < 1,0%, insbesondere Si < 0,2%, noch insbesondere Si < 0,05%.
8. Warmgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der vorhergehenden Ansprüche, mit einer mittleren Korngröße über 13 μm, insbesondere über 18 μm, noch insbesondere über 20 μm.
9. Warmgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der vorhergehenden Ansprüche, mit einer Zugfestigkeit über 1050 MPa.
10. Warmgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der vorhergehenden Ansprüche, mit einer Bruchdehnung über
65%.
11. Kaltgewalztes austenitisches Manganstahlband mit einer chemischen Zusammensetzung in Gewichtsangaben von 0,4% < C < 1, 2%
12, 0% < Mn < 25, 0%
P > 0, 01%
Si < 2%
Al < 0,05%, wobei ein Produkt aus Bruchdehnung in % und Zug- festigkeit in MPa von über 75.000, insbesondere über 80.000
MPa% erreicht wird.
12. Kaltgewalztes austenitisches Manganstahlband nach Anspruch 11, mit der Eigenschaft, dass eine Probe des Mangan- Stahlbandes, nachdem sie einem Umformprozess unterzogen wurde, in ihrem Gefüge Mikrozwillinge mit einer mittleren Dicke kleiner als 30 nm, insbesondere kleiner als 20 nm, insbesondere kleiner als 10 nm aufweist.
13. Kaltgewalztes austenitisches Manganstahlband nach Anspruch 11 oder 12, mit 14,0% < Mn < 18,0%, insbesondere 14, 0% < Mn < 16, 5%.
14. Kaltgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der Ansprüche 11 bis 13, mit P > 0,03%, insbesondere P > 0,05%, insbesondere P > 0,06%, insbesondere P > 0,08%, noch insbesondere P > 0,10%.
15. Kaltgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der Ansprüche 11 bis 14, mit 0,6% < C < 0,9%.
16. Kaltgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der Ansprüche 11 bis 15, mit Si < 1,0%, insbesondere Si < 0,2%, noch insbesondere Si < 0,05%.
17. Kaltgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der Ansprüche 11 bis 16, mit einer mittleren Korngröße über 15 μm, insbesondere über 20 μm.
18. Kaltgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der Ansprüche 11 bis 17, mit einer Zugfestigkeit über 1100 MPa.
19. Kaltgewalztes austenitisches Manganstahlband nach einem der Ansprüche 11 bis 18, mit einer Bruchdehnung über 75%, insbesondere über 80%.
20. Manganstahlblech, mit einer chemischen Zusammensetzung in Gewichtsangaben von 0,4% < C < 1,2% 12, 0% < Mn < 25, 0% P > 0, 01% Si < 2%
Al < 0, 05%, und mit einem umgeformten, insbesondere streck- oder tiefgezogenen Stahlblechabschnitt, dessen Gefüge Mikrozwillinge mit ei ner mittleren Dicke kleiner als 30 ran, insbesondere kleiner als 20 nm aufweist.
21. Manganstahlblech nach Anspruch 20, dessen Gefüge Mikrozwillinge mit einer mittleren Dicke kleiner als 10 nm aufweist.
22. Manganstahlblech nach Anspruch 20 oder 21, mit einer mittleren Korngröße über 13 μm, insbesondere über 18 μm, noch insbesondere über 20 μm.
23. Manganstahlblech nach einem der Ansprüche 20 oder 22, mit einem nicht umgeformten Abschnitt, welcher ein Produkt aus Bruchdehnung in % und Zugfestigkeit in MPa von über 75.000, insbesondere über 80.000, und noch insbesondere über 85.000 MPa% erreicht.
24. Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten austeniti- schen Manganstahlbands mit einer chemischen Zusammensetzung in Gewichtsangaben von
0, 4% < C < 1, 2%
12, 0% < Mn < 25, 0% P > 0, 01%
Si < 2%
Al < 0,05%, mit den Schritten:
Gießen eines Halbzeugs aus Stahl;
Erwärmen des Halbzeugs auf eine Temperatur oberhalb 11000C; Walzen des Halbzeugs mit einer Endwalztemperatur zwischen
75O0C und 10500C; und
Abkühlen des gewalzten Stahlbandes mit einer Rate von 20°C/s oder höher.
25. Verfahren nach Anspruch 24, wobei die Endwalztemperatur zwischen 7500C und 95O0C, insbesondere zwischen 8000C und 9000C, ist.
26. Verfahren nach Anspruch 24 oder 25, wobei das Stahlband mit einer Rate von 50°C/s oder höher, insbesondere 200°C/s oder höher, abgekühlt wird.
27. Verfahren nach einem der Ansprüche 24 bis 26, wobei die mittlere Korngröße nach dem Warmwalzen über 15 μm, insbesondere über 20 μm ist.
28. Verfahren zum Herstellen eines kaltgewalzten austeniti- schen Manganstahlbands, mit den Schritten:
Bereitstellen eines nach einem der Verfahren der Ansprüche 24 bis 27 hergestellten warmgewalzten Stahlbandes; Kaltwalzen des Stahlbandes; und Glühen des kaltgewalzten Stahlbandes zur Rekristallisierung desselben.
29. Verfahren nach Anspruch 28, wobei die Glühtemperatur zwischen 7500C und 11500C liegt und insbesondere größer als 9000C ist.
30. Verfahren nach Anspruch 28 oder 29, wobei das geglühte Stahlband mit einer Rate von 50°C/s oder höher, insbesondere 200°C/s oder höher, abgekühlt wird.
31. Verfahren nach einem der Ansprüche 28 bis 30, wobei die mittlere Korngröße nach dem Glühen über 15 μm, insbesondere über 20 μm ist.
32. Verfahren nach einem der Ansprüche 28 bis 31, wobei die
Dickenreduzierung beim Kaltwalzen über 45%, insbesondere über 60% liegt.
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