EP2767602A1 - Kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Tiefziehanwendungen und Verfahren zu seiner Herstellung - Google Patents

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EP2767602A1 EP13155226.7A EP13155226A EP2767602A1 EP 2767602 A1 EP2767602 A1 EP 2767602A1 EP 13155226 A EP13155226 A EP 13155226A EP 2767602 A1 EP2767602 A1 EP 2767602A1
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flat
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Christian Höckling
Harald Dr.-Ing. Hofmann
Magnus Miller
Matthias Dipl.-Ing. Schirmer
Jonas Dipl.-Ing. Schwabe
Alexander Dipl.-Ing. Zimmermann
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Definitions

  • the invention relates to a cold-rolled steel flat product for thermoforming applications, which has a reduced weight as a result of a density reduction with optimized mechanical properties and an optimized deformability. Likewise, the invention relates to a method for producing such a flat steel product.
  • Al-containing deep-drawing steels may contain a maximum of 6.5% by weight of Al (cf. U. Brüx "Thermoformable iron-aluminum lightweight steels", construction April 4, 2002 ).
  • the object of the invention was to provide a flat steel product which, with a significant reduction in weight, has optimized deformation suitability and likewise optimized mechanical properties.
  • this object is achieved with regard to the cold-rolled flat steel product by providing a product having the features specified in claim 1.
  • a cold rolled steel flat product according to the invention for thermoforming applications consists of a steel containing, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight) C: up to 0.1%, Al: 6.5-11%, rare earth metals: 0.02-0, 2%, P: up to 0.1%, S: up to 0.03%, N: up to 0.1% and optionally one or more elements from the group "Mn, Si, Nb, Ti, Mo, Cr , Zr, V, W, Co, Ni, B, Cu, Ca, N "with the proviso, Mn: up to 6%, Si: up to 1%, Nb: up to 0.3%, Ti: to to 0.3%, Zr: up to 1%, V: to up to 1%, W: up to 1%, Mo: up to 1%, Cr: up to 3%, Co: up to 1%, Ni: up to 2%, B: up to 0.1%, Cu: up to 3%, Ca: up to 0.015%.
  • C up to 0.1%
  • Al
  • the cold rolled flat steel product according to the invention has an r-value which is at least 1, and a structure which is largely free of ⁇ -carbides. Accordingly, the ⁇ -carbide content of a flat steel product according to the invention is from 0% by volume (completely ⁇ -carbide-free state) to at most 0.1% by volume. Due to the minimized ⁇ -carbide content, the processability of the flat steel product according to the invention is reliably ensured.
  • the steel processed according to the invention contains at least 6.5-11% Al, up to 0.1% C and a content of 0.02-0.2% of one or more Elements of the group of rare earth metals.
  • the cold-rolled steel strip according to the invention is distinguished by r values of at least 1, with flat steel products according to the invention regularly achieving r values greater than 1.
  • the high r-value stands for a good deep drawability of the cold-rolled steel flat product according to the invention, since with increasing r-value the tendency to thinning during deep-drawing is reduced and consequently stronger deep-drawing degrees are made possible. Otherwise there would be a risk of component failure at the thinned area.
  • a cold-rolled flat steel product according to the invention not only has high r values, but also achieves an elongation A50 of regularly more than 15%, in particular at least 18%. It is characteristic of the structure of a flat steel product according to the invention that it is completely ferritic and, as stated above, typically largely free of ⁇ -carbides (Fe-Al-C-carbides).
  • the high aluminum content of flat steel products according to the invention causes not only a decrease in density and weight but also an increase in the energy absorption capacity and, consequently, an improvement in the crash behavior.
  • the invention provides such reduced-density flat steel products with improved crash properties and a comparatively high modulus of elasticity, which can be produced in a simple manner and offer optimum conditions for use in vehicle construction.
  • the steel according to the invention may contain a large number of further alloying elements in order to set certain properties.
  • the relevant elements are summarized in the group "Mn, Si, Nb, Ti, Mo, Cr, Zr, V, W, Co, Ni, B, Cu, Ca, N".
  • Each of these optionally added alloying elements may be present in the steel according to the invention or completely absent, the respective element is also considered “not present” when it is present in the flat steel product according to the invention in an amount in which it is ineffective and therefore the production unavoidable impurities attributable to.
  • Aluminum is present in the steel of the present invention at levels of 6.5-11 wt.%, With Al contents of greater than 6.5 wt.%, More preferably greater than 6.7 wt.% Or greater than 7 wt. -%, are advantageous in view of the desired density reduction.
  • the presence of high Al contents reduces the density of the steel and significantly improves its corrosion and oxidation resistance.
  • Al increases the tensile strength at these levels.
  • excessive contents of Al can lead to a deterioration of the forming behavior, which is expressed in a decrease in the r value.
  • the Al content is limited to a maximum of 11% by weight.
  • An optimally balanced ratio of reduced density and processability arises when 8-11 wt.% Al, in particular at least 9 wt.% Al, are present in the steel according to the invention.
  • the C content in steel according to the invention is limited to at most 0.1% by weight, in particular 0.07% by weight, low C contents of less than 0.05%, in particular 0.01% by weight, or less, especially cheap.
  • C contents above 0.1 wt.% Can cause the formation of undesirable brittle kappa carbides ("K carbides") at the grain boundaries and consequent reduction in hot and cold workability.
  • K carbides undesirable brittle kappa carbides
  • ⁇ -carbides Fe-Al-C compounds
  • ⁇ -carbides are formed early in the processing of generic steels during hot processing at high temperatures on the grain boundaries and cause embrittlement of the material.
  • the steel according to the invention comprises at least one element from the group of rare earth metals in amounts of 0.02-0.2% by weight, in particular up to 0.15 Wt .-%, wherein the rare earth metal content is typically at least 0.03 wt .-%.
  • each element of the third subgroup of the periodic table and the group of lanthanides is suitable.
  • Particularly suitable are cerium and lanthanum, which are available at relatively low cost and in sufficient quantities.
  • the presence of rare earth metals contributes to improved oxidation resistance and strength of a flat steel product according to the invention and acts desulfurizing as well as deoxidizing.
  • rare earth metals in the steel according to the invention can be used particularly purposefully if the contents of rare earth metals are at least 0.03% by weight, in the range of 0.06-0.12% by weight, in particular 0.06% by weight. 0.10 wt%, lying rare earth metal contents enable a particularly reliable production of cold rolled flat steel products according to the invention.
  • the S content to a maximum of 0.03 wt .-%, preferably at most 0.01 wt .-%, and the P content to a maximum of 0 , 1 wt .-%, preferably at most 0.05 wt .-%, limited.
  • the N content of the flat steel product according to the invention is limited to at most 0.1% by weight, in particular at most 0.02% by weight, preferably at most 0.001% by weight, in order to avoid the formation of relatively large amounts of Al nitrides. These would degrade the mechanical properties.
  • Ti, Nb, V, Zr, W and Mo can each be added individually or in different combinations to the steel according to the invention as carbide formers in order to bind off the existing C content.
  • carbides formed by the addition of one or more of the elements Ti, Nb, V, Zr, W, Mo additionally contribute to increasing the strength of the steel according to the invention.
  • Ti and Nb in amounts of up to 0.3 wt .-%, in particular in each case up to 0.1 wt .-%, V, W and Zr in amounts of up to 1 wt .-%, in particular in each case up to 0.5% by weight, and Mo in amounts of up to 1% by weight in the steel according to the invention.
  • Mo also contributes to increasing the tensile strength, creep resistance and fatigue strength of a in accordance with the invention.
  • the carbides formed by Mo with C are particularly fine and thus improve the fineness of the structure of the flat steel product according to the invention. High levels of Mo, however, degrade the hot and cold workability. In order to avoid this particularly reliably, the optionally present Mo content of a steel according to the invention can be limited to 0.5% by weight.
  • Mn By adding Mn in amounts of up to 6% by weight, in particular up to 3% by weight or up to 1% by weight, the hot workability and weldability of the steel according to the invention can be improved.
  • Mn aids in deoxidation during melting and contributes to increasing the strength of the steel.
  • Si in amounts of up to 1 wt .-%, in particular up to 0.5 wt .-%, supported during the melting also the deoxidation and increases the strength and corrosion resistance of the steel according to the invention. At too high a content, however, the presence of Si reduces the ductility of the steel and its weldability.
  • the Co content of the steel according to the invention is limited to max. 1% by weight, preferably max. 0.5% by weight, limited.
  • B can also lead to the formation of a fine, the deformability of the steel according to the invention favoring structure.
  • excessive contents of B may impair cold workability and oxidation resistance. Therefore, the B content of the steel of the present invention is limited to 0.05% by weight, especially up to 0.01% by weight.
  • Cu in amounts of up to 3% by weight improves corrosion resistance in the steel of the present invention, but at higher levels may also deteriorate hot workability and weldability. If present, therefore, the Cu content in a practical embodiment of the invention is limited to at most 1 wt .-%.
  • the rare earth metal is Ce
  • cerium oxide precipitates are present in the steel flat product produced according to the invention.
  • strip casting Another positive aspect of strip casting is the fact that the cast strip is exposed to at most low mechanical stresses until it cools, so that the risk of cracking in the high-temperature region is minimized.
  • a waiting time of at least about 15 minutes should elapse between the last addition of alloy and the casting, in order to ensure thorough mixing of the molten steel.
  • Typical effluent temperatures are in the range of about 1590 ° C.
  • the hot-rolled strip can be cold-rolled despite its high Al contents, without severe edge tears or even ribbon tears occurring.
  • the hot strip annealing serves to produce a sufficiently recrystallized recovered core band area, lowering the cold rolling resistance and increasing the maximum achievable degree of cold rolling.
  • a texture selection effected by the hot-band annealing and a high degree of cold deformation promote the formation of a suitable cold-rolled texture with the desired property profile.
  • the hot strip annealing in particular the crucible annealing process with peak temperatures above 650 ° C. set in accordance with the variants explained above is suitable.
  • inventive melts E1, E2, E3, E4 and three comparative melts V1, V2, V3, have been melted, whose compositions are given in Table 1.
  • the steel melts E1 - E3 have been cast into precursors in the form of blocks.
  • the blocks have then been heated through a preheating period VD to a preheating temperature VT and converted into slabs.
  • the reheated slabs are hot rolled at a hot rolling end temperature WET to a hot strip and the resulting hot strip was wound at a reel temperature HT each to form a coil.
  • a cast strip has been produced as a precursor by means of a two-roll strip casting line, which is then also cast into a hot strip a hot rolling end temperature WET has been hot rolled.
  • the processing to the hot strip was carried out in a continuous process sequence without interruption following the strip casting, so that the precursor already had a temperature lying in the range of inventively predetermined preheating temperatures when entering the hot rolling device and the preheating could be omitted.
  • the hot strip produced from the steel E4 has been coiled after hot rolling at a reel temperature HT to form a coil.
  • the so annealed hot strips were cold rolled with a cold rolling grade KWG each to a cold rolled steel strip.
  • the resulting cold-rolled steel strips were then each subjected to a final annealing at a final annealing temperature SGT and a final annealing time SGD.
  • the final annealing has been carried out either as a continuous annealing or as a bell annealing.
  • the cold-rolled steel strips produced from the steels E1-E4 produced according to the invention in accordance with the invention have yield strengths which are regularly greater than 400 MPa, in particular greater than 420 MPa and thereby reach values of 500 MPa and more, and tensile strengths which are regularly greater 500 MPa, in particular greater than 520 MPa, while achieving values of 600 MPa and more, and having elongation values A50 of at least 16%, always having r values of 1 or greater.
  • the cold-rolled steel strips produced from the steels according to the invention in a manner according to the invention contain, in addition to a Fe (Al) mixed-crystal matrix, a hardening precursor state.
  • a hardening precursor state In standard hot rolling parameters, rolling is carried out in the fully ferrite phase region and hot strip is obtained with a typical three-layer microstructure, which in turn is characterized by recrystallized globulitic margins and the only recovered core region with stem crystals.
  • a texture favorable for thermoformability which ensures r values of more than 1 is achieved here. at Rare earth metal contents below 200 ppm, this effect does not occur, which can be used particularly safe for rare earth metal contents from at least 300 ppm.
  • the hot strip annealing performed according to the invention reduces the dislocation density in the recovered area and facilitates subsequent cold rolling processing.
  • the hot strips which are assembled according to the invention are not only hot-rollable in the full-ferrite phase region, but can be cold-rolled in spite of the existence of the Fe3Al intermetallic phase at room temperature, in contrast to the non-inventive rare earth-metal steels V1-V3.
  • suitable final annealing parameters an extremely solid and density-reduced steel can be produced, which has high r-values and correspondingly optimized forming properties.
  • Cold-rolled steel strips not assembled according to the invention do not achieve such r-values even if these steel strips have been produced taking into account production parameters that are closely related to the parameters set in the production of the cold-rolled steel flat products according to the invention. Accordingly, the steel strips produced according to the invention have, despite their high Al contents, a superior deep-drawing capability, without the need for expensive alloying or process-engineering measures.
  • the cold-rolled steel strips produced from the steels V1, V2, V3 which are not composed according to the invention also contain a hardening precursor state in addition to a Fe (Al) mixed-crystal matrix. A hot strip annealing also facilitates cold rolling processing here.
  • the reach Cold-rolled steel strips not assembled according to the invention do not satisfy the r-values required for a good thermoforming behavior.
  • precursors produced from the non-inventive steel S3 are hot-rollable in the fully ferrite phase region, they can not be cold-cracked at room temperature owing to the existence of the intermetallic phase Fe3Al.
  • Table 1 stolen C Si Mn P S Cr Not a word Ni al Ce La Ce + La N Ti Nb V E1 0,008 0.09 0.15 0,003 0.005 0.01 0.00 0.01 8.20 0.073 0,040 .1130 0.0032 0.001 0,003 0,002 E2 0,007 0.09 0.25 0,003 0.005 0.40 0.01 0.02 8.30 0.048 0.019 0.0670 0.0510 0,003 0,002 0,002 E3 0,004 0.09 0.15 0,003 0,004 0.01 0.00 0.01 10.10 0.067 0.034 .1010 0.0048 0.001 0.001 0,003 E4 0.026 0.43 0.38 0.011 ⁇ 0.001 1.16 0.06 0.35 6.7 0.0258 0.0152 0.0410 0.0009 0.22 0.12 0.009 V1 0,004 0.14 0.09 0,007 0,003 0.04 0.00 0.03 8.10 0.0004 0.0002 0.0006 0.0048 0,004 0,004 0.016 V2 0.005 0.11

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  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Tiefziehanwendungen aus einem Stahl, der neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: < 0,1 %, Al: 6, 5 - 11 %, REM: 0,02 - 0,2 %, P: < 0,1 %, S: < 0,03 %, N: < 0,1 % sowie optional eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Mn, Si, Nb, Ti, Mo, Cr, Zr, V, W, Co, Ni, B, Cu, Ca, N" mit der Maßgabe enthält, Mn: < 6 %, Si: < 1 %, Nb: < 0,3 %, Ti: < 0,3 %, Zr: < 1 %, V: < 1 %, W: < 1 %, Mo: < 1 %, Cr: < 3 %, Co: < 1 %, Ni: < 2 %, B: < 0,1 %, Cu: < 3 %, Ca: < 0,015 %. Zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts wird ein entsprechend zusammengesetzter Stahl zu einem Vorprodukt vergossen, das dann bei einer Warmwalzendtemperatur von 820 - 1000 °C zu Warmband warmgewalzt wird. Dieses wird anschließend bei einer Haspeltemperatur von bis zu 850 °C gehaspelt, nach dem Haspeln bei einer Glühtemperatur von >650 - 1200 C° über 1 - 50 h geglüht, anschließend in ein oder mehr Stufen mit einem Gesamt-Kaltwalzgrad von ≥ 30 % zum kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt und schließlich bei 650 - 850 °C schlussgeglüht.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Tiefziehanwendungen, das ein in Folge einer Dichtereduzierung vermindertes Gewicht bei optimierten mechanischen Eigenschaften und einer optimierten Verformbarkeit besitzt. Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.
  • Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, so sind damit durch Walzprozesse gewonnene Stahlbänder, Stahlbleche und daraus gewonnene Platinen, Zuschnitte und desgleichen bezeichnet.
  • Sofern hier im Zusammenhang mit einer Legierungsvorschrift Angaben zum Gehalt eines Legierungselements gemacht werden, beziehen sich diese auf das Gewicht, sofern nicht ausdrücklich etwas anderes angegeben ist.
  • Insbesondere bei im Bereich des Fahrzeugbaus eingesetzten Stahlflachprodukten sind neben dem Verhältnis von Festigkeit zu Umformbarkeit physikalische Eigenschaften wie Steifigkeit und Dichte im Hinblick auf die allgemein angestrebte Gewichtseinsparung und Verbesserung der Eigenfrequenzen des jeweiligen Fahrzeugs von besonderer Bedeutung. Eine deutliche Minimierung der Dichte und damit einhergehend des Gewichts kann bei Stählen durch Zulegieren größerer Gehalte an leichtem Al erreicht werden. Bei hinreichend hohen Al-Gehalten tritt zudem Vorordnungsphase (K-Zustand) oder Ordnungsphase Fe3Al (D03) auf, die teilchenhärtend, festigkeitssteigernd und duktilitätsmindernd wirken.
  • Den anwendungsbezogenen Vorteilen von ferritischem Fe-Al-Stahl mit hohen Al-Gehalten der hier in Rede stehenden Art stehen Schwierigkeiten bei der Erzeugung und Verarbeitung gegenüber. So zeigen praktische Erfahrungen, dass ein nicht rekristallisierter Bandkernbereich am aus solchen Stählen erzeugten Warmband reduziert werden muss, da andernfalls Schwierigkeiten beim Besäumen und beim Kaltwalzen des Warmbands auftreten können. Darüber hinaus müssen im Stand der Technik aufwändige Prozesse durchlaufen werden, um anisotrope Kaltbandeigenschaften aufgrund einer ungeeigneten Kaltbandtextur zu vermeiden. Solche Anisotropien sind durch niedrige r- und n-Werte gekennzeichnet und bringen eine niedrige Bruchdehnung mit sich. Daraus resultiert ein problematisches Umform- und Bearbeitungsverhalten von aus Fe-Al-Stahl mit hohem Al-Gehalt erzeugten kaltgewalzten Stahlflachprodukten.
  • Die voranstehend zusammengefassten Probleme nehmen mit ansteigendem Al-Gehalt zu und begrenzen daher die bisher erreichbare Dichtereduktion. So gilt in der Praxis, dass Al-haltige tiefziehfähige Stähle maximal 6,5 Gew.-% Al enthalten dürfen (s. U. Brüx "Tiefziehfähige Eisen-Aluminium-Leichtbaustähle", Konstruktion April 4, 2002).
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Stahlflachprodukt zu schaffen, das bei einer deutlichen Gewichtsreduzierung optimierte Verformungseignung und ebenso optimierte mechanische Eigenschaften aufweist.
  • Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts angegeben werden.
  • Erfindungsgemäß wird diese Aufgabe im Hinblick auf das kaltgewalzte Stahlflachprodukt dadurch gelöst, dass ein Produkt mit den in Anspruch 1 angegebenen Merkmalen bereitgestellt wird.
  • Die erfindungsgemäße Lösung der oben genannten Aufgabe in Bezug auf das Verfahren besteht darin, dass bei der Herstellung von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten die in Anspruch 8 angegebenen Arbeitsschritte absolviert werden.
  • Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
  • Ein erfindungsgemäßes kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Tiefziehanwendungen besteht aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: bis zu 0,1 %, Al: 6,5 - 11 %, Seltenerdmetalle: 0,02 - 0,2 %, P: bis zu 0,1 %, S: bis zu 0,03 %, N: bis zu 0,1 % sowie optional eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Mn, Si, Nb, Ti, Mo, Cr, Zr, V, W, Co, Ni, B, Cu, Ca, N" mit der Maßgabe enthält, Mn: bis zu 6 %, Si: bis zu 1 %, Nb: bis zu 0,3 %, Ti: bis zu 0,3 %, Zr: bis zu 1 %, V: bis zu 1 %, W: bis zu 1 %, Mo: bis zu 1 %, Cr: bis zu 3 %, Co: bis zu 1 %, Ni: bis zu 2 %, B: bis zu 0,1 %, Cu: bis zu 3 %, Ca: bis zu 0,015 %. Dabei weist das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlflachprodukt einen r-Wert, der mindestens 1 ist, und ein Gefüge auf, das weitestgehend frei von κ-Karbiden ist. Dementsprechend liegt der κ-Karbid-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei 0 Vol.-% (vollständig κ-Karbid-freier Zustand) bis höchstens 0,1 Vol.-%. Durch den minimierten κ-Karbid-Gehalt ist die Prozessierbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sicher gewährleistet.
  • In der für ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt erfindungsgemäß vorgesehenen Legierungsvorschrift sind außer Eisen nur Al und mindestens ein aus der Gruppe der Seltenerdmetalle zugeordnetes Element Pflichtbestandteile. Dementsprechend enthält der erfindungsgemäß verarbeitete Stahl neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) mindestens 6,5 - 11 % Al, bis zu 0,1 % C und einen Gehalt von 0,02 - 0,2 % an einem oder mehreren Elementen der Gruppe der Seltenerdmetalle.
  • Das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlband zeichnet sich durch r-Werte von mindestens 1 aus, wobei erfindungsgemäße Stahlflachprodukte regelmäßig r-Werte größer 1 erreichen. Der hohe r-Wert steht für eine gute Tiefziehfähigkeit des erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukts, da mit steigendem r-Wert die Neigung zum Ausdünnen beim Tiefziehen verringert wird und damit einhergehend stärkere Tiefziehgrade ermöglicht werden. Es bestände sonst die Gefahr von Bauteilversagen an der ausgedünnten Stelle.
  • Ein erfindungsgemäßes kaltgewalztes Stahlflachprodukt weist dabei nicht nur hohe r-Werte auf, sondern erreicht auch eine Dehnung A50 von regelmäßig mehr als 15 %, insbesondere mindestens 18 %. Dabei ist charakteristisch für das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, dass es vollständig ferritisch und, wie oben ausgeführt, typischerweise weitestgehend frei von κ-Karbiden (Fe-Al-C-Karbide) ist.
  • Der hohe Aluminiumgehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte bewirkt neben einer Dichte- und Gewichtsabnahme auch eine Steigerung des Energieabsorptionsvermögens und damit einhergehend eine Verbesserung des Crashverhaltens. Mit der Erfindung stehen so dichtereduzierte Stahlflachprodukte mit verbesserten Crash-Eigenschaften und einem vergleichsweise hohen E-Modul zur Verfügung, die auf einfache Weise erzeugt werden können und optimale Voraussetzungen für den Einsatz im Fahrzeugbau bieten.
  • Neben den Pflichtbestandteilen kann der erfindungsgemäße Stahl eine Vielzahl von weiteren Legierungselementen enthalten, um bestimmte Eigenschaften einzustellen. Die hierzu in Frage kommenden Elemente sind in der Gruppe "Mn, Si, Nb, Ti, Mo, Cr, Zr, V, W, Co, Ni, B, Cu, Ca, N" zusammengefasst. Jedes dieser jeweils wahlweise zugegebenen Legierungselemente kann im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sein oder vollständig fehlen, wobei das jeweilige Element auch dann als "nicht vorhanden" anzusehen ist, wenn es im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in einer Menge präsent ist, in der es unwirksam ist und daher den herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen ist.
  • Aluminium ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 6,5 - 11 Gew.-% vorhanden, wobei Al-Gehalte von mehr als 6,5 Gew.-%, insbesondere mehr als 6,7 Gew.-% oder mehr als 7 Gew.-%, im Hinblick auf die angestrebte Dichtereduktion vorteilhaft sind. Durch die Anwesenheit hoher Al-Gehalte ist die Dichte des Stahls verringert und seine Korrosions-und Oxidationsbeständigkeit deutlich verbessert. Gleichzeitig erhöht Al in diesen Gehalten die Zugfestigkeit. Zu hohe Gehalte an Al können jedoch zu einer Verschlechterung des Umformverhaltens führen, die sich in einer Abnahme des r-Wertes ausdrückt. Um die negativen Auswirkungen von Al zu minimieren, ist daher der Al-Gehalt auf maximal 11 Gew.-% beschränkt. Ein optimal ausgewogenes Verhältnis von verminderter Dichte und Verarbeitbarkeit stellt sich ein, wenn im erfindungsgemäßen Stahl 8 - 11 Gew.-% Al, insbesondere mindestens 9 Gew.-% Al, vorhanden sind.
  • Der C-Gehalt ist in erfindungsgemäßem Stahl auf höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere 0,07 Gew.-%, beschränkt, wobei niedrige C-Gehalte von weniger als 0,05, insbesondere 0,01 Gew.-% oder weniger, besonders günstig sind. Oberhalb von 0,1 Gew.-% liegende C-Gehalte können die Bildung von unerwünschten spröden Kappa-Karbiden ("κ-Karbiden") an den Korngrenzen und eine dadurch bedingte Verminderung der Warm- und Kaltumformbarkeit verursachen. In der Praxis hat es sich in dieser Hinsicht als zweckmäßig erwiesen, den C-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls im Bereich von bis zu 0,05 Gew.-% einzustellen, wobei ein erfindungsgemäßer Stahl typischerweise bis zu 0,008 Gew.-% enthält.
  • Der Vermeidung der Entstehung von κ-Karbiden (Fe-Al-C-Verbindungen) kommt beim erfindungsgemäßen Stahl eine besondere Bedeutung zu. κ-Karbide bilden sich bei der Verarbeitung von gattungsgemäßen Stählen frühzeitig während der Warmverarbeitung bei hohen Temperaturen auf den Korngrenzen und bewirken eine Versprödung des Materials. Durch die erfindungsgemäße Minimierung des C-Gehalts und durch die im Rahmen der erfindungsgemäßen Vorgaben erfolgende Zugabe karbidbildender Legierungselemente wird ein möglichst geringer freier C-Gehalt eingestellt.
  • Als besonders effektiv im Hinblick auf die angestrebte Verformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls hat es sich erwiesen, dass dem erfindungsgemäßen Stahl mindestens ein Element aus der Gruppe der Seltenerdmetalle in Gehalten von 0,02 - 0,2 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,15 Gew.-%, zugegeben wird, wobei der Seltenerdmetall-Gehalt typischerweise mindestens 0,03 Gew.-% beträgt. Grundsätzlich eignet sich zu diesem Zweck jedes Element der dritten Nebengruppe des Periodensystems sowie der Gruppe der Lanthanoide. Besonders in Frage kommen Cer und Lanthan, die vergleichbar kostengünstig und in ausreichenden Mengen zur Verfügung stehen. Die Anwesenheit von Seltenerdmetallen trägt zu einer verbesserten Oxidationsbeständigkeit und Festigkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei und wirkt entschwefelnd sowie desoxidierend. Besonders zielgerichtet lassen sich die positiven Einflüsse von Seltenerdmetallen im erfindungsgemäßen Stahl nutzen, wenn die Gehalte an Seltenerdmetallen mindestens 0,03 Gew.-% betragen, wobei im Bereich von 0,06 - 0,12 Gew.-%, insbesondere 0,06 - 0,10 Gew.-%, liegende Seltenerdmetall-Gehalte eine besonders betriebssichere Erzeugung von erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukten ermöglichen.
  • Um negative Einflüsse von Schwefel und Phosphor auf die Eigenschaften des erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls zu vermeiden, sind der S-Gehalt auf maximal 0,03 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,01 Gew.-%, und der P-Gehalt auf maximal 0,1 Gew.-%, bevorzugt maximal 0,05 Gew.-%, beschränkt.
  • Der N-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,02 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,001 Gew.-%, beschränkt, um die Bildung größerer Mengen von Al-Nitriden zu vermeiden. Diese würden die mechanischen Eigenschaften verschlechtern.
  • Ti, Nb, V, Zr, W und Mo können jeweils einzeln oder in unterschiedlichen Kombinationen dem erfindungsgemäßen Stahl zusätzlich als Karbidbildner zugegeben werden, um den vorhandenen C-Gehalt abzubinden. Die durch die Zugabe von einem oder mehreren der Elemente Ti, Nb, V, Zr, W, Mo jeweils gebildeten Karbide tragen zudem zur Steigerung der Festigkeit des erfindungsgemäßen Stahls bei.
  • Dazu können Ti und Nb in Gehalten von jeweils bis zu 0,3 Gew.-%, insbesondere jeweils bis zu 0,1 Gew.-%, V, W und Zr in Gehalten von jeweils bis zu 1 Gew.-%, insbesondere jeweils bis zu 0,5 Gew.-%, und Mo in Gehalten von jeweils bis zu 1 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl enthalten sein.
  • Mo trägt zudem zur Erhöhung der Zugfestigkeit, Kriechbeständigkeit und Ermüdungsfestigkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei. Darüber hinaus sind die von Mo mit C gebildeten Karbide besonders fein und verbessern so die Feinheit des Gefüges des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Hohe Gehalte an Mo verschlechtern jedoch die Warm- und Kaltumformbarkeit. Um dies besonders sicher zu vermeiden, kann der optional vorhandene Mo-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf 0,5 Gew.-% beschränkt werden.
  • Durch die Zugabe von Mn in Gehalten von bis zu 6 Gew.-%, insbesondere bis zu 3 Gew.-% oder bis zu 1 Gew.-%, können die Warmformbarkeit und Schweißbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls verbessert werden. Darüber hinaus unterstützt Mn bei der Erschmelzung die Desoxidation und trägt zu einer Erhöhung der Festigkeit des Stahls bei.
  • Si in Gehalten von bis zu 1 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,5 Gew.-%, unterstützt bei der Erschmelzung ebenfalls die Desoxidation und erhöht die Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit des erfindungsgemäßen Stahls. Bei zu hohen Gehalten werden durch die Anwesenheit von Si allerdings die Duktilität des Stahls und seine Schweißeignung verringert.
  • Auch durch die Zugabe von Cr in Gehalten von bis zu 3 Gew.-% kann in erfindungsgemäßem Stahl vorhandener Kohlenstoff zu Karbiden abgebunden werden. Gleichzeitig erhöht die Anwesenheit von Cr die Korrosionsbeständigkeit. Besonders zielsicher werden die vorteilhaften Eigenschaften von Cr im erfindungsgemäßen Stahl dann erreicht, wenn Cr in Gehalten von bis zu 1 Gew.-% vorhanden ist.
  • Um eine Erhöhung der Rekristallisationstemperatur zu vermeiden, ist der Co-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf max. 1 Gew.-%, bevorzugt max. 0,5 Gew.-%, beschränkt.
  • Nickel in Gehalten von bis zu 2 Gew.-%, insbesondere 1 Gew.-%, trägt in erfindungsgemäßem Stahl ebenfalls zur Erhöhung der Festigkeit und Zähigkeit bei. Darüber hinaus verbessert Ni die Korrosionsbeständigkeit und verringert den Anteil an primärem Ferrit im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls.
  • Die Zugabe von B kann ebenfalls zur Ausbildung eines feinen, die Verformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls begünstigenden Gefüges führen. Zu hohe Gehalte an B können jedoch die Kaltumformbarkeit und die Oxidationsbeständigkeit beeinträchtigen. Daher ist der B-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf 0,05 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,01 Gew.-%, beschränkt.
  • Cu in Gehalten von bis zu 3 Gew.-% verbessert im erfindungsgemäßen Stahl die Korrosionsbeständigkeit, kann aber bei höheren Gehalten auch die Warmumformbarkeit und Schweißbarkeit verschlechtern. Sofern vorhanden, ist daher der Cu-Gehalt bei einer praxisgerechten Ausgestaltung der Erfindung auf höchstens 1 Gew.-% beschränkt.
  • Ca in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-%, insbesondere 0,005 Gew.-%, bindet im erfindungsgemäßen Stahl Schwefel, welcher die Korrosionsbeständigkeit vermindern könnte.
  • Herstellungsbedingt wird in erfindungsgemäßen Stahl Sauerstoff aufgenommen, der mit den im Band vorhandenen Seltenerdmetallen Ausscheidungen bildet. Handelt es sich bei dem Seltenerdmetall um Ce, so liegen im erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukt Ceroxid-Ausscheidungen vor. Im Fall, dass als Seltenerdmetalle Ce oder La verwendet werden, sollte das Atom-Verhältnis der Gehalte an Ce, La und O2 die Bedingung 0 , 5 ≤ % Ce + % La / % O ≤ 0 , 8 ,
    Figure imgb0001
    erfüllen, wobei bevorzugt gelten sollte 0 , 6 ≤ % Ce + % La / % O ≤ 0 , 7 ,
    Figure imgb0002
    mit %Ce = jeweiliger Cer-Gehalt, %La = jeweiliger Lanthan-Gehalt und %O jeweiliger Sauerstoff-Gehalt des Stahls, jeweils angegeben in Atom-%. Diese Oxide haben einen Durchmesser kleiner 5 µm.
  • Bei der Erzeugung eines erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukts werden erfindungsgemäß folgende Arbeitsschritte durchlaufen:
    • Erschmelzen einer entsprechend den voranstehend erläuterten Maßgaben erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahlschmelze.
    • Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt, wie einem Block, einer Bramme, einer Dünnbramme oder einem gegossenen Band. Hier hat sich insbesondere das Vergießen zu einem endabmessungsnah gegossenen Band als vorteilhaft herausgestellt. Das endabmessungsnahe Gießen kann dabei durch Einsatz von an sich zu diesem Zweck bekannten konventionellen Gießeinrichtungen erfolgen. Hierzu zählt z. B. die "Zwei-Rollen-Bandgießmaschine". Da dieses Verfahren mit einer mitlaufenden Kokille operiert, besteht keine Relativbewegung zwischen Kokille und erstarrender Bandschale. Auf diese Weise können diese Verfahren ohne Gießpulver arbeiten und sind daher grundsätzlich gut geeignet, das Vormaterial für die Herstellung von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten zu erzeugen.
  • Beim Bandgießen ebenfalls positiv wirkt sich aus, dass das gegossene Band bis zu seiner Abkühlung allenfalls geringen mechanischen Spannungen ausgesetzt ist, so dass die Gefahr der Entstehung von Rissen im Hochtemperaturbereich minimiert ist.
  • Beim Erschmelzen der erfindungsgemäß vergossenen Stahlschmelze sollte zwischen der letzten Legierungszugabe und dem Abguss jeweils eine Wartezeit von mindestens etwa 15 Minuten vergehen, um eine gute Durchmischung der Stahlschmelze zu gewährleisten. Typische Abgusstemperaturen liegen im Bereich von etwa 1590 °C.
  • Anhand praktischer Versuche konnte zudem gezeigt werden, dass sich erfindungsgemäße Stähle zu Blöcken vergießen lassen, die dann durch Vorblocken zu Brammen ausgewalzt werden.
    • Das Vorprodukt wird erforderlichenfalls auf eine 1000 - 1300 °C betragende Vorwärmtemperatur gebracht oder in diesem Temperaturbereich gehalten, wobei sich hier Vorwärmtemperaturen von 1200 - 1300 °C, insbesondere 1200 - 1280 °C, als besonders praxisgerecht erwiesen haben. Im Fall, dass das Vorprodukt eine Bramme ist, beträgt die Dauer, über die die Vorerwärmung abläuft, beispielsweise 120 - 240 Minuten.
    • Das Vorprodukt wird, gegebenenfalls nach der optional durchgeführten Erwärmung auf die Vorwärmtemperatur, zu einem Warmband warmgewalzt, wobei die Walzendtemperatur mehr als 820 °C, insbesondere mehr als 850 °C, betragen soll und in der Praxis Warmwalzendtemperaturen von 820 - 1000 °C, insbesondere 850 - 1000 °C, eingestellt werden. Bei praktischen Versuchen haben sich oberhalb von 920 °C liegende Warmwalzendtemperaturen als besonders günstig herausgestellt.
    • Im ungeglühten Warmband ist eine mittlere Ferritkornlänge im Bandkern zu finden, die in Bandrichtung gemessen größer 100 µm ist.
    • Das erhaltene Warmband wird zu einem Coil gehaspelt, wobei die Haspeltemperatur bis zu 850 °C betragen kann, insbesondere 450 - 750 °C beträgt.
    • Nach dem Haspeln wird das Warmband geglüht. Diese Glühung ist von besonderer Bedeutung für die Eigenschaften des erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts. Die Warmbandglühung wird bei einer oberhalb von 650 °C liegenden, insbesondere 700 - 900 °C betragenden Glühtemperatur durchgeführt. Glühtemperaturen von etwa 850 °C, insbesondere 850 °C +/- 20 °C, haben sich dabei als besonders praxisgerecht erwiesen. Die hierfür vorgesehenen Glühzeiten betragen bei dieser üblicherweise als Haubenglühung durchgeführten Glühung typischerweise 1 - 50 h.
  • In Folge der in dem erfindungsgemäß vorgegebenen Temperaturbereich durchgeführten Glühung lässt sich das Warmband trotz seiner hohen Al-Gehalte kaltwalzen, ohne dass starke Kantenrissen oder gar Bandrisse auftreten. Die Warmbandglühung dient dabei der Erzeugung eines ausreichend rekristallisierten erholten Bandkernbereichs, der Absenkung des Kaltwalzwiderstands und der Erhöhung des maximal erreichbaren Kaltwalzgrades. Eine durch die Warmbandglühung bewirkte Texturauslese und ein hoher Kaltverformungsgrad fördern die Ausbildung einer geeigneten Kaltbandtextur mit dem gewünschten Eigenschaftsprofil. Für die Warmbandglühung ist dabei insbesondere der Haubenglühprozess mit nach Maßgabe der voranstehend erläuterten Varianten eingestellten Spitzentemperaturen oberhalb von 650 °C geeignet.
  • Das Warmbandglühen bewirkt eine stärkere Erholung des Warmbandes und gemeinsam mit den durch die Anwesenheit von Seltenerdmetall im erfindungsgemäßen Stahl erzielten Effekten eine sehr gute, sichere Kaltwalzbarkeit.
    • Erforderlichenfalls kann nach dem Glühen ein Beizen des Warmbands durchgeführt werden, um auf dem Warmband haftende Rückstände zu entfernen.
    • Das geglühte und optional gebeizte Warmband wird dann zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt. Das Kaltwalzen kann in einer Stufe oder zwei- oder mehrstufig erfolgen, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % betragen muss, insbesondere mindestens 40 % % beträgt. Kaltwalzgrade von mehr als 40 % haben sich als besonders vorteilhaft herausgestellt. Kaltwalzgrade von mindestens 30 %, bevorzugt mehr als 40 %, werden benötigt, um Versetzungen in ausreichender Zahl in das Material einzubringen. Diese Versetzungsdichte ist die treibende Kraft für die nach dem Kaltwalzen durchgeführte rekristallisierende Schlussglühung, die die gewünschte rekristallisierte Mikrostruktur und Textur des fertigen erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts einstellt.
  • Im Fall, dass das Kaltwalzen in zwei oder noch mehr Kaltwalzstufen durchgeführt wird, kann zwischen den Kaltwalzstufen eine Zwischenglühung durchgeführt werden.
    • Nach dem Kaltwalzen wird das erhaltene Kaltband einer Glühung unterzogen, die im kontinuierlichen Glühprozess oder batchweise als Haubenglühung ausgeführt wird. Sowohl die Schlussglühung als auch die optional beim Kaltwalzen durchgeführten Zwischenglühungen können in konventioneller Weise bei Temperaturen und Glühdauern durchgeführt werden, die an sich bekannt sind. Bei der abschließenden Schlussglühung des Kaltbandes bildet sich ein Material mit vorteilhafter Textur aus.
  • Die jeweilige Glühung des kaltgewaltzen Bandes kann in im kontinuierlichen Durchlauf durchlaufenen Glühanlagen mit Glühtemperaturen von 750 - 850 °C über eine typische Dauer von 1 - 20 min erfolgen, wobei sich Glühtemperaturen von mehr als 780 °C, insbesondere 800 - 850 °C, und eine Glühdauer von 2 - 5 min als besonders praxisgerecht erwiesen haben. Alternativ kann die jeweilige Glühung auch in einer Haubenglühanlage durchgeführt werden, bei der die Glühtemperatur mehr als 650 °C, insbesondere 650 - 850 °C, und die Glühdauer 1 - 50 h beträgt. In der Praxis haben sich für das Haubenglühen Glühtemperaturen von 700 - 800 °C und eine Glühdauer von 1 - 30 h besonders bewährt.
    • Optional kann das erhaltene Kaltband beispielsweise zur Verbesserung seiner Korrosionsbeständigkeit mit einer metallischen Schutzschicht belegt werden, die beispielsweise auf Al oder Zn basiert. Hierzu eignen sich die an sich bekannten Beschichtungsverfahren.
  • Zur Erprobung der Erfindung sind vier erfindungsgemäße Schmelzen E1,E2,E3,E4 und drei Vergleichsschmelzen V1,V2,V3, erschmolzen worden, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind.
  • Die Stahlschmelzen E1 - E3 sind zu Vorprodukten in Form von Blöcken vergossen worden. Die Blöcke sind dann über eine Vorwärmdauer VD auf eine Vorwärmtemperatur VT durcherwärmt und zu Brammen umgeformt worden.
  • Anschließend sind die durcherwärmten Brammen bei einer Warmwalzendtemperatur WET zu einem Warmband warmgewalzt und das erhaltene Warmband bei einer Haspeltemperatur HT jeweils zu einem Coil gewickelt worden.
  • Aus der Stahlschmelze E4 ist über eine Zwei-Rollen-Bandgießanlage als Vorprodukt ein gegossenes Band erzeugt worden, das anschließend ebenfalls zu einem Warmband mit einer Warmwalzendtemperatur WET warmgewalzt worden ist. Die Verarbeitung zum Warmband erfolgte in einer kontinuierlichen Prozessfolge unterbrechungsfrei im Anschluss an das Bandgießen, so dass das Vorprodukt bei Eintritt in die Warmwalzeinrichtung bereits eine im Bereich der erfindungsgemäß vorgegebenen Vorwärmtemperaturen liegende Temperatur aufwies und die Vorerwärmung entfallen konnte. Auch das aus dem Stahl E4 erzeugte Warmband ist nach dem Warmwalzen bei einer Haspeltemperatur HT zu einem Coil gehaspelt worden.
  • Nach dem Haspeln sind die jeweils erzeugten Warmbänder, soweit in Tabelle 2 nicht anders angegeben, bei einer Glühtemperatur GT über eine Glühdauer GD einer Glühung in einer Haubenglühanlage unterzogen worden.
  • Die so geglühten Warmbänder sind mit einem Kaltwalzgrad KWG jeweils zu einem kaltgewalzten Stahlband kaltgewalzt worden.
  • Die erhaltenen kaltgewalzten Stahlbänder sind dann jeweils einer Schlussglühung bei einer Schlussglühtemperatur SGT und einer Schlussglühdauer SGD unterzogen worden. Die Schlussglühung ist dabei entweder als Durchlaufglühung oder als Haubenglühung ausgeführt worden.
  • Die jeweilige Vorwärmdauer VD, Vorwärmtemperatur VT, Warmwalzendtemperatur WET, Haspeltemperatur HT, Glühtemperatur GT, Glühdauer GD, der jeweilige Kaltwalzgrad KWG, die jeweilige Schlussglühtemperatur SGT, die jeweilige Schlussglühdauer SGD und die jeweils für die Schlussglühung eingesetzte Anlage ("Haube" = Haubenglühanlage, "Konti" = im kontinuierlichen Durchlauf absolvierte Durchlaufglühanlage) sind in Tabelle 2 angegeben.
  • Die an den so erzeugten kaltgewalzten Stahlbändern ermittelten mechanischen Eigenschaften "Streckgrenze Rp", "Zugfestigkeit Rm", "Dehnung A50", "in Walzrichtung ermittelter r-Wert r" und "in Walzrichtung ermittelter n-Wert n" sind in Tabelle 3 angegeben.
  • Es zeigt sich, dass die aus den erfindungsgemäß zusammengesetzten Stählen E1 - E4 in erfindungsgemäßer Weise erzeugten kaltgewalzten Stahlbänder Streckgrenzen, die regelmäßig größer 400 MPa, insbesondere größer 420 MPa sind, und dabei Werte von 500 MPa und mehr erreichen, und Zugfestigkeiten, die regelmäßig größer 500 MPa, insbesondere größer 520 MPa sind, und dabei Werte von 600 MPa und mehr erreichen, sowie Dehnungswerte A50 von mindestens 16 % aufweisen, stets r-Werte von 1 oder größer besitzen.
  • Die aus den erfindungsgemäßen Stählen in erfindungsgemäßer Weise erzeugten kaltgewalzten Stahlbänder enthalten neben einer Fe(Al)-Mischkristallmatrix einen härtenden Vorordnungszustand. Bei gängigen Warmwalzparametern wird im vollferritischen Phasengebiet gewalzt und man erhält Warmband mit typischem dreischichtigem Gefügeaufbau, der wiederum durch rekristallisierte globulitische Randbereiche und den nur erholten Kernbereich mit Stengelkristallen gekennzeichnet ist. In Folge des Ce-Gehalts und der erfindungsgemäßen Art und Weise der Verarbeitung wird hier jedoch eine für die Tiefziehbarkeit günstige Textur erreicht, die r-Werte von mehr als 1 sicherstellen. Bei Seltenerdmetallgehalten unterhalb von 200 ppm tritt dieser Effekt nicht auf, der sich bei Seltenerdmetallgehalten ab mindestens 300 ppm besonders sicher nutzen lässt. Die erfindungsgemäß durchgeführte Warmbandglühung baut die Versetzungsdichte im erholten Bereich ab und erleichtert ein nachfolgendes Kaltwalzprozessing. So sind die erfindungsgemäß zusammengesetzten Warmbänder nicht nur im vollferritischen Phasengebiet warmwalzbar, sondern lassen sich im Gegensatz zu den nicht erfindungsgemäßen, seltenerdmetallfreien Stählen V1 - V3 trotz der Existenz der intermetallischen Phase Fe3Al bei Raumtemperatur sicher kaltwalzen. Durch geeignete Schlussglühparameter wird ein extrem fester und dichtereduzierter Stahl darstellbar, der hohe r-Werte und dementsprechend optimierte Umformeigenschaften aufweist.
  • Nicht erfindungsgemäß zusammengesetzte kaltgewalzte Stahlbänder erreichen solche r-Werte selbst dann nicht, wenn diese Stahlbänder unter Berücksichtigung von Herstellparametern erzeugt worden sind, die eng angelehnt sind an die Parameter, die bei der Erzeugung der erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukte eingestellt worden sind. Die erfindungsgemäß erzeugten Stahlbänder weisen dementsprechend trotz ihrer hohen Al-Gehalte eine überlegene Tiefzieheignung auf, ohne dass dazu aufwendige legierungs- oder verfahrenstechnische Maßnahmen erforderlich sind. Auch die aus den nicht erfindungsgemäß zusammengesetzten Stähle V1, V2, V3 erzeugten kaltgewalzten Stahlbänder enthalten neben einer Fe(Al)-Mischkristallmatrix einen härtenden Vorordnungszustand. Eine Warmbandglühung erleichtert zwar auch hier das Kaltwalzprozessing. Jedoch erreichen die nicht erfindungsgemäß zusammengesetzten kaltgewalzten Stahlbänder die für ein gutes Tiefziehverhalten geforderten r-Werte nicht. Aus dem nicht erfindungsgemäßen Stahl S3 erzeugte Vorprodukte sind zwar im vollferritischen Phasengebiet warmwalzbar, lassen sich aber aufgrund der Existenz der intermetallischen Phase Fe3Al bei Raumtemperatur nicht rissfrei kaltwalzen. Tabelle 1
    Stahl C Si Mn P S Cr Mo Ni Al Ce La Ce+La N Ti Nb V
    E1 0,008 0,09 0,15 0,003 0,005 0,01 0,00 0,01 8,20 0,073 0,040 0,1130 0,0032 0,001 0,003 0,002
    E2 0,007 0,09 0,25 0,003 0,005 0,40 0,01 0,02 8,30 0,048 0,019 0,0670 0,0510 0,003 0,002 0,002
    E3 0,004 0,09 0,15 0,003 0,004 0,01 0,00 0,01 10,10 0,067 0,034 0,1010 0,0048 0,001 0,001 0,003
    E4 0,026 0,43 0,38 0,011 <0,001 1,16 0,06 0,35 6,7 0,0258 0,0152 0,0410 0,0009 0,22 0,12 0,009
    V1 0,004 0,14 0,09 0,007 0,003 0,04 0,00 0,03 8,10 0,0004 0,0002 0,0006 0,0048 0,004 0,004 0,016
    V2 0,005 0,11 0,11 0,004 0,003 0,03 0,01 0,03 8,20 0,0009 0,0005 0,0014 0,0018 0,001 0,001 0,005
    V3 0,006 0,15 0,11 0,018 0,002 0,03 0,00 0,11 9,70 0,0010 0,0006 0,0015 0,0031 0,003 0,004 0,010
    Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
    Tabelle 2
    Stahl VT [°C] VD [h] WET [°C] HT [°C] GT [°C] GD [h] KWG [%] SGT [°C] SGD Anlage
    E1 1300 2 985 650 740 2 66 720 24 h Haube
    E2 1300 2 960 800 740 2 66 820 3 min Konti
    E3 1300 2 1000 600 740 2 66 720 24 h Haube
    E3 1300 2 1000 600 740 2 66 820 3 min Konti
    E4 - - 910 600 850 30 50 720 24 h Haube
    V1 1300 2 930 800 740 2 66 720 24 h Haube
    V1 1300 2 930 800 740 2 66 820 3 min Konti
    V2 1300 2 960 800 Keine Glühung nicht kaltwalzbar
    V2 1300 2 960 800 740 2 66 820 3 min Konti
    V2 1300 2 960 800 850 2 66 820 3 min Konti
    V2 1300 2 960 800 740 2 80 820 3 min Konti
    V3 1300 2 980 800 740 2 nicht kaltwalzbar
    Tabelle 3
    Stahl Rp [MPa] Rm [MPa] A50 [%] r*) n*)
    E1 422 527 22 1,21 0,14
    E2 438 541 23 1,02 0,14
    E3 529 627 18 1,05 0,12
    E3 520 609 19 1,25 0,12
    E4 553 634 16 1,13 0,12
    V1 469 563 24 0.71 0,15
    V1 466 562 22 0,72 0,15
    V2 -
    V2 433 538 25 0,80 0,14
    V2 428 533 21 0,85 0,15
    V2 410 520 16 0,83 0,14
    V3 -
    *) in Walzrichtung

Claims (14)

  1. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Tiefziehanwendungen,
    - bestehend aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)
    C: bis zu 0,1 %,
    Al: 6,5 - 11 %,
    Seltenerdmetalle: 0,02 - 0,2 %,
    P: bis zu 0,1 %,
    S: bis zu 0,03 %,
    N: bis zu 0,1 %
    sowie optional eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Mn, Si, Nb, Ti, Mo, Cr, Zr, V, W, Co, Ni, B, Cu, Ca, N" mit der Maßgabe enthält,
    Mn: bis zu 6 %,
    Si: bis zu 1 %,
    Nb: bis zu 0,3 %,
    Ti: bis zu 0,3 %,
    Zr: bis zu 1 %,
    V: bis zu 1 %,
    W: bis zu 1 %,
    Mo: bis zu 1 %,
    Cr: bis zu 3 %,
    Co: bis zu 1 %,
    Ni: bis zu 2 %,
    B: bis zu 0,1 %,
    Cu: bis zu 3 %,
    Ca: bis zu 0,015 %,
    - wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt einen r-Wert, der mindestens 1 ist, aufweist und
    - das Gefüge des kaltgewalzten Stahlflachprodukts 0 bis 0,1 Vol.-% κ-Karbide enthält.
  2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt mehr als 6,7 Gew.-% beträgt.
  3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt 8 - 11 Gew.-% beträgt.
  4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt höchstens 0,05 Gew.-% beträgt.
  5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Gehalt an Seltenerdmetallen 0,06 - 0,12 Gew.-% beträgt.
  6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die in ihm enthaltenen Seltenerdmetalle Cer oder Lanthan sind.
  7. Verfahren zum Erzeugen eines kaltgewalzten, für Tiefziehanwendungen vorgesehenen Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte
    - Erschmelzen einer Stahlschmelze, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)
    C: bis zu 0,1 %,
    Al: 6, 5 - 11 %,
    Seltenerdmetalle: 0,02 - 0,2 %,
    P: bis zu 0,1 %,
    S: bis zu 0,03 %,
    N: bis zu 0,1 %
    sowie optional eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Mn, Si, Nb, Ti, Mo, Cr, Zr, V, W, Co, Ni, B, Cu, Ca, N" mit der Maßgabe enthält,
    Mn: bis zu 6 %,
    Si: bis zu 1 %,
    Nb: bis zu 0,3 %,
    Ti: bis zu 0,3 %,
    Zr: bis zu 1 %,
    V: bis zu 1 %,
    W: bis zu 1 %,
    Mo: bis zu 1 %,
    Cr: bis zu 3 %,
    Co: bis zu 1 %,
    Ni: bis zu 2 %,
    B: bis zu 0,1 %,
    Cu: bis zu 3 %,
    Ca: bis zu 0,015 %;
    - Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt;
    - optionales Durcherwärmen oder Halten des Vorprodukts auf eine 1000 - 1300 °C betragende Vorwärmtemperatur;
    - Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband, wobei die Warmwalzendtemperatur 820 - 1000 °C beträgt;
    - Haspeln des Warmbands zu einem Coil, wobei die Haspeltemperatur im Bereich der Raumtemperatur bis 850 °C liegt;
    - Glühen des Warmbands bei einer mehr als 650 °C und bis zu 1200 °C betragenden Glühtemperatur über eine Glühdauer von 1 - 50 h;
    - optional Beizen des Warmbands;
    - Kaltwalzen des geglühten und optional gebeizten Warmbands zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt mit einem Kaltwalzgrad, der mindestens 30 % beträgt;
    - Schlussglühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer 650 - 850 °C betragenden Schlussglühtemperatur.
  8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Vorprodukt ein gegossenes Band ist.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühtemperatur beim Glühen des Warmbands mindestens 700 °C beträgt.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 - 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Kaltwalzgrad mindestens 40 % beträgt.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 - 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltwalzen in zwei oder mehr Walzstufen durchgeführt und zwischen den Stufen des Kaltwalzens ein Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts durchgeführt wird.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die jeweilige Glühung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts als Durchlaufglühung bei einer Glühtemperatur von 750 - 850 °C und einer Glühdauer von 1 - 20 min durchgeführt wird.
  13. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 - 11, dadurch gekennzeichnet, dass die jeweilige Glühung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts als Haubenglühung bei einer Glühtemperatur von 700 - 800 °C und einer Glühdauer von 1 - 30 h durchgeführt wird.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 7 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmbandhaspeltemperatur 450 - 750 °C beträgt.
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