EP2855717B1 - Stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts - Google Patents

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EP2855717B1
EP2855717B1 EP13726583.1A EP13726583A EP2855717B1 EP 2855717 B1 EP2855717 B1 EP 2855717B1 EP 13726583 A EP13726583 A EP 13726583A EP 2855717 B1 EP2855717 B1 EP 2855717B1
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temperature
steel product
flat steel
rolled
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Andreas Bongards
Sigrun Voss
Sebastian FELDHAUS
Udo Paul
Roland Sebald
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Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • C25D7/0614—Strips or foils
    • 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
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a flat steel product and a method for producing such a flat steel product.
  • Dual-phase steels have been used in automotive engineering for some time.
  • a large number of alloy concepts for such steels are known, each of which is composed in such a way that it meets a wide variety of requirements.
  • Many of the known concepts are based on an alloy with molybdenum or require complex manufacturing processes, in particular very rapid cooling in cold strip annealing, in order to produce the desired structure of the steel.
  • the price of molybdenum in the market fluctuates widely is subject to, the production of steels that contain high proportions of Mo is associated with a high cost risk. This contrasts with the positive effects that molybdenum has on the mechanical properties of dual-phase steels.
  • Sufficiently high Mo contents delay the formation of pearlite during cooling and thus ensure the formation of a structure that is favorable for the requirements of the respective steel.
  • a method for producing a hot strip from a dual-phase steel which (in% by weight) 0.03-0.15% C, up to 1.5% Si, 0.05-2.5% Mn, up to 0.05% P, 0.005-0.5% Al, 0.02-2% Cr, up to 0.01% N, up to 0.03% Ti, up to 0.06% Nb and the remainder contains iron and unavoidable impurities.
  • the contents of Mn and Cr should meet the condition Cr + Mn ⁇ 3.5 and the contents of Ti and Nb the condition 0.005% ⁇ 2 x Ti + Nb ⁇ 0.06%.
  • the hot strip should have a structure that (in area%) consists of 55 - 95% polygonal ferrite and 5 - 45% hard phases that are formed at low temperatures.
  • an appropriately assembled steel is cast into slabs, which are cooled to 1280 ° C and then hot rolled to a hot strip with a hot rolling temperature of Ar3 ⁇ 50 ° C.
  • the hot strip obtained is then coiled at a coiling temperature of up to 250 ° C.
  • the low reel temperature leads to the formation of the strength-increasing phases and thus to one very strong hot strip. However, this is difficult to process further. This is particularly evident in the attempt to produce cold-rolled steel strip from hot strips produced in this way.
  • the steel consists of (in% by weight) 0.07-0.2% C, 0.3-1.5% Si and Al, 1.0-3.0% Mn, bis to 0.02% P, up to 0.005% S, 0.1 - 0.5% Cr and 0.001 - 0.008% N and additionally 0.002 - 0.05% Ti or 0.002 - 0.05% Nb.
  • the hot-rolled steel sheet has a structure which (in area%) consists of 7-35% ferrite with a particle diameter of 0.5-3.0 ⁇ m and the rest of bainite ferrite or bainite and martensite. High levels of at least 0.5% Si contribute to increasing the strength of the steel, while aluminum is only added to calm the steel during its production. A low reel temperature of less than 430 ° C is also prescribed here in order to ensure the formation of a sufficient amount of strength-increasing hard phases in the hot strip.
  • the setting of the structure in the hot strip also has the consequence here that the hot strip produced in this known manner is also difficult to process into cold-rolled steel strip.
  • the steel strip consists of a steel which, in addition to iron and unavoidable impurities, consists of (in% by weight) 0.10 - 0.18% C, 1.90 - 2.50% Mn, 0.30 - 0, 50% Si, 0.50-0.70% Al, 0.10-0.50% Cr, 0.001-0.10% P, 0.01-0.05% Nb, up to 0.004% Ca, up to 0.05% S, up to 0.007% N, and optionally at least one of the following: 0.005 - 0.50% Ti, 0.005 - 0.50% V, 0.005 - 0.50% Mo, 0.005 - 0.50% Contains Ni, 0.005-0.50% Cu and up to 0.005% B.
  • the steel thus composed is said to improve deformability offer high strength and at the same time have good weldability and surface quality together with good manufacturability and coatability.
  • the object of the invention was to provide a flat steel product which has optimized mechanical properties and can be produced inexpensively without having to resort to expensive alloy elements which are subject to large fluctuations in their procurement costs.
  • the solution according to the invention to the above-mentioned object consists in the fact that such a flat steel product is in the cold-rolled state as specified in claim 1.
  • Carbon enables the formation of martensite in the structure and is therefore an essential element in the steel according to the invention for setting the desired high strength.
  • the steel according to the invention contains at least 0.12% by weight C.
  • an excessively high C content has a negative effect on the welding behavior.
  • the general rule here is that the weldability of a steel decreases with its carbon content.
  • the maximum carbon content in the steel according to the invention is therefore limited to 0.18% by weight.
  • Silicon is also used to increase strength by increasing the hardness of the ferrite.
  • the minimum silicon content of a steel according to the invention is 0.05% by weight. Too high a silicon content leads both to undesirable grain boundary oxidation, which negatively influences the surface of a flat steel product produced from steel according to the invention, and to difficulties if a flat steel product according to the invention is to be hot-dip coated with a metallic coating to improve its corrosion resistance.
  • the upper limit of the Si content of a steel according to the invention is 0.2% by weight.
  • Manganese prevents the formation of pearlite on cooling. As a result, the desired formation of martensite is promoted in the steel according to the invention and the strength of the steel is increased. A sufficiently high manganese content to suppress pearlite formation is 1.9% by weight. Manganese also has the negative property of forming segregations or reducing sweat suitability. In addition, the presence of higher Mn contents causes an increased expenditure of energy when melting a steel according to the invention. In order to avoid the negative effects of Mn in the steel according to the invention, the upper limit is that provided for Mn Content range of a steel according to the invention at 2.2 wt .-%.
  • Aluminum is of particular importance in the alloy according to the invention. Used at low levels, it is used for deoxidation. The amount of at least 0.2% by weight provided according to the invention promotes the formation of residual austenite. Similar to known TRIP steels, this has a positive effect on the elongation at break and the n-value of flat steel products made from steel according to the invention. However, a content of more than 0.5% by weight of Al deteriorates the slab properties in the event that the steel according to the invention is cast as a preliminary product into slabs or thin slabs and possibly leads to crack formation. In addition, high aluminum contents in the steel have a negative effect on the coating behavior. The Al contents in a steel according to the invention are therefore limited to 0.5% by weight.
  • Chromium is present in the steel according to the invention, such as manganese, to increase the strength.
  • the presence of Cr increases the hardenability and thus the proportion of martensite in the steel.
  • the Cr content required for this is at least 0.05% by weight.
  • the Cr content of a steel according to the invention is simultaneously limited to a maximum of 0.2% by weight.
  • Niobium forms very fine precipitates in the steel according to the invention and thereby also increases the strength.
  • An Nb content of at least 0.01% by weight is required for this. Too high levels would increase the positive influence of Nb too much and negatively influence the elongation at break.
  • the Nb content in a steel according to the invention is therefore limited to 0.06% by weight, the effect of Nb occurring particularly reliably when the Nb content is 0.01-0.04% by weight.
  • Phosphorus, sulfur, nitrogen, molybdenum, boron, titanium, nickel and copper are at most present in the steel according to the invention as impurities in such low contents that they have no influence on the properties of the steel and a steel flat product according to the invention produced therefrom. Accordingly, in a steel according to the invention at most 0.02% by weight of P, at most 0.003% by weight of S, at most 0.008% by weight of N, at most 0.1% by weight of Mo, at most 0.0007% by weight.
  • the sum of the contents of the alloying elements C, Si, Mn, Al, Cr and Nb present in effective amounts is at least 2.5% by weight and does not exceed 3.5% by weight. If the sum of the alloy contents is too low, there is a risk that the desired mechanical properties will not be achieved. If, on the other hand, the sum of the alloy contents is too high, a very high strength of over 900 MPa, which is not desired here, is achieved with poor deformation behavior.
  • the respective preliminary product can, if necessary, remain in a furnace for up to 500 minutes at a sufficient furnace temperature. Alternatively, you can the respective preliminary product can also be fed to hot rolling directly while it is still sufficiently hot.
  • the reel temperature is set at 480-610 ° C. because a lower reel temperature would lead to a much firmer hot-rolled steel flat product (“hot strip”), which could only be processed under difficult conditions.
  • a reel temperature above 610 ° C in combination with the chromium content provided according to the invention would increase the risk of grain boundary oxidation.
  • the coiled hot strip cools to room temperature in the coil. After cooling, it can optionally be pickled to remove scale and dirt adhering to it.
  • the hot strip is rolled in one or more cold rolling steps to a cold-rolled flat steel product ("cold strip").
  • cold rolling is carried out with a total cold rolling degree of 40-80% in order to achieve the desired cold strip thickness of 0.6-2.4 mm.
  • the cold strip is subjected to continuous annealing. This first serves to set the desired mechanical properties.
  • the cold-rolled flat steel product can be used to prepare the cold-rolled flat steel product for subsequent coating with a metallic coating, which protects the cold-rolled flat steel product from corrosive attacks in later use.
  • a metallic coating which protects the cold-rolled flat steel product from corrosive attacks in later use.
  • Such a coating can be applied on an industrial scale in a particularly cost-effective manner by hot-dip coating.
  • the annealing provided according to the invention can be carried out in a conventional, hot-dip coating system that is carried out in one pass. Alternatively, electrolytic galvanizing can also follow the annealing.
  • both the heating to the respective maximum annealing temperature and the subsequent cooling can take place in one or more steps.
  • the heating takes place initially in a preheating stage at a rate of 0.2 K / s to 45 K / s to a preheating temperature of up to 870 ° C, in particular 690 - 860 ° C or 690 - 840 ° C.
  • the flat steel product then goes into a holding stage in which, provided that its preheating temperature is less than the target maximum annealing temperature, it reaches the maximum annealing temperature of 750 - 870 ° C with further heating.
  • the flat steel product is held at the respective maximum annealing temperature until the end of the holding stage is reached.
  • the annealing time within which the flat steel product in the holding stage on the maximum annealing temperature is 8 - 260 s. If the temperature is too low or the time is too short, the material would not recrystallize. As a result, on the one hand, there would not be enough austenite available for the transformation of the structure during cooling to form martensite. On the other hand, unrecrystallized steel would result in pronounced anisotropy.
  • a too long annealing time or a too high temperature lead to a very coarse structure and thus to poorer mechanical properties.
  • the cold-rolled steel flat product is cooled at a cooling rate of 0.5 - 110 K / s.
  • the cooling rate is set within this window so that pearlite formation is largely avoided.
  • the cold-rolled steel flat product is to be hot-dip coated after annealing, it is cooled to a temperature of 455 - 550 ° C in the course of cooling.
  • the cold-rolled flat steel product tempered in this way then passes through a Zn melt bath which has a temperature of 450-480.degree. If the temperature of the cold-rolled flat steel product falls within the range intended for the zinc bath, the steel strip can be held for up to 100 s before entering the zinc bath.
  • the temperature of the steel strip is greater than 480 ° C
  • the flat steel product is cooled until it enters the zinc bath at a cooling rate of up to 10 K / s until its Temperature falls in the temperature range provided for the zinc bath, in particular is equal to the zinc bath temperature.
  • the thickness of the Zn-based protective layer present on the flat steel product is adjusted in a known manner by means of a stripping device.
  • a further heat treatment can optionally follow the hot-dip coating, in which the hot-dip coated steel flat product is heated to up to 550 ° C. in order to burn in the zinc layer.
  • the cold-rolled flat steel product obtained is cooled to room temperature.
  • the method according to the invention for producing flat steel products according to the invention consequently comprises the following variants:
  • the cold-rolled flat steel product (“cold strip”) is heated in a preheating furnace at a heating rate of 10-45 K / s to a preheating temperature of 660-840 ° C.
  • the preheated cold strip is then passed through an oven zone, in which the cold strip is held at a temperature of 760 - 860 ° C for a holding time of 8 - 24 s.
  • further heating occurs with a heating rate of 0.2 - 15 K / s.
  • the cold-annealed cold strip is then cooled at a cooling rate of 2.0 - 30 K / s to an inlet temperature of 455 - 550 ° C, with which it then passes through a molten zinc bath and is held for a holding time of at most 45 s.
  • the molten zinc bath has a temperature of 455 - 465 ° C.
  • the cold strip in the molten zinc bath cools down to a temperature of up to 10 K / s to the respective temperature of the molten zinc bath or is kept at a constant temperature.
  • the coating thickness is adjusted in a manner known per se on the cold strip emerging from the molten zinc bath and now provided with a zinc coating. Finally, the coated cold strip is cooled to room temperature.
  • the cold rolled flat steel product is in an entrance heating zone of a continuous furnace with a Heating rate of up to 25 K / s brought to a target temperature that is 760 - 860 ° C.
  • the cold-rolled flat steel product thus heated is held at an annealing temperature of 750-870 ° C., in particular 780-870 ° C., for 35-150 s.
  • an annealing temperature 750-870 ° C., in particular 780-870 ° C., for 35-150 s.
  • it is during the holding time, i.e. H. within this holding zone, heated to the respective annealing temperature with a heating rate of up to 3 K / s.
  • a two-stage cooling takes place, in which the cold-rolled flat steel product is first slowly cooled with a cooling rate of 0.5-10 K / s to an intermediate temperature which is 640-730 ° C, and then with a cooling rate of 5 - 110 K / s accelerated to a temperature of 455 - 550 ° C is cooled.
  • the cold-rolled flat steel product cooled to the relevant temperature then passes through a molten zinc bath.
  • the molten zinc bath has a temperature of 450 - 480 ° C.
  • the coating thickness is adjusted in a manner known per se on the cold-rolled flat steel product emerging from the molten zinc bath and now provided with a zinc coating.
  • an annealing treatment (“galvannealing") can be carried out in order to cause alloying in the zinc coating.
  • the cold strip with the zinc coating can be heated to 470 - 550 ° C and kept at this temperature for a sufficient time.
  • the zinc-coated cold strip can be subjected to skin pass rolling in order to improve its mechanical properties and the surface quality of the coating.
  • the degree of skin pass set in this case is typically in the range of 0.1-2.0%, in particular 0.1-1.0%.
  • the cold-rolled flat steel product which is composed and produced according to the invention, can also undergo a heat treatment in a conventional annealing furnace as an alternative to the possibility of hot-dip coating described above, in which the heating (working step e.1)) and the annealing at the respective annealing temperature (working step e.2) are carried out in the manner described above, but in which step e.3 is carried out at least in two stages, in that the cold-rolled flat steel product is first cooled to a temperature range of 250-500 ° C. and then stays in this temperature range for up to 760 s and subsequently is further cooled. In this way, the residual austenite in the structure of the steel flat product according to the invention is stabilized.
  • the following heat treatment steps are then carried out in a continuous furnace:
  • the cold-rolled flat steel product is first heated in a heating zone at a heating rate of 1-8 K / s to 750-870, in particular 750-850 ° C.
  • the cold-rolled flat steel product thus heated is then passed through an oven zone in which the cold-rolled flat steel product is held for a holding time of 70-260 s at an annealing temperature of 750-870 ° C., in particular 750-850 ° C. Depending on the preheating temperature reached in the previous step, further heating occurs with a heating rate of up to 5 K / s.
  • the cold-rolled flat steel product that has been annealed in this way is then subjected to a two-stage cooling, in which it is first cooled to an intermediate temperature of 450-570 ° C. at a rate of 3-30 K / s.
  • This cooling can be carried out as air and / or gas cooling.
  • This is followed by a slower cooling, in which the cold rolled Flat steel product is cooled to 400-500 ° C. at a cooling rate of 1-15 K / s.
  • the respective cooling can be followed by an aging treatment, in which the cold-rolled flat steel product is kept at a temperature of 250-500 ° C., in particular 250-330 ° C., for a holding time of 150-760 s. Depending on the respective inlet temperature, the cold-rolled flat steel product cools down at a cooling rate of up to 1.5 K / s.
  • the cold-rolled flat steel product heat-treated in the manner described above can also be subjected to skin pass rolling in order to further improve its mechanical properties.
  • the levels of skin pass set here are typically in the range of 0.1-2.0%, in particular 0.1-1.0%.
  • the heat-treated and optionally skin-rolled, cold-rolled flat steel product can then pass through a coating system for electrolytic coating, in which the respective metallic protective layer, for. B. a zinc alloy layer, is deposited in a known manner electro-chemically ("electrolytically") on the cold-rolled flat steel product.
  • the flat steel product is characterized by a structure consisting of 50-90% by volume of ferrite including bainitic ferrite, 5-40% by volume of martensite, up to 15% by volume of residual austenite and up to 10 Vol .-% consists of other structural components that are unavoidable due to the manufacturing process, the residual austenite content optimally being in the range of 6 - 12 Vol .-%.
  • flat steel products according to the invention can be produced reliably using the method according to the invention.
  • the steel melts A-I were cast into slabs and, after cooling in an oven, were heated to the respective hot rolling starting temperature WAT.
  • the slabs entering the hot rolling stack with the hot rolling start temperature WAT were hot rolled to a hot rolled steel strip with a thickness WBD at a final temperature WET.
  • the hot-rolled steel strips were cooled to a coiling temperature HT, at which they were then wound into a coil and cooled to room temperature.
  • the hot-rolled steel strips obtained in this way are closed with a respective overall degree of deformation KWG cold rolled steel strip with a thickness KBD has been cold rolled.
  • the cold-rolled steel strips thus obtained have been subjected to various annealing tests.
  • the steel strips in a holding zone were first heated to a maximum annealing temperature TG at a heating rate RF, at which they were then held.
  • a heating rate RF for the passage of the entire holding zone, i.e. H. including the paver heating and holding, an annealing time tG was required.
  • the cold-rolled steel strips are then also in one step with a cooling rate RE cooled to a temperature TE.
  • the steel strips emerging from the melt pool had a Zn alloy coating, which protects them against corrosion.
  • heating rate RV heating temperature TV
  • preheating rate RF heating temperature TG
  • annealing time tG heating time tE
  • temperature TE temperature TE
  • holding time tE The operating parameters "heating rate RV”, “preheating temperature TV”, “preheating rate RF”, “annealing temperature TG”, “annealing time tG”, “cooling rate rE”, “temperature TE”, “holding time tE” are taken into account in the production of the hot and cold rolled steel strips "," Cooling rate RB “and” Bath temperature TB “are given in Table 4.
  • the steel strips are comparable to one low cooling rate RE 'have been cooled to an intermediate temperature TE'.
  • the intermediate temperature TE 'is reached the respective steel strips have been rapidly cooled to the respective temperature TE with an increased cooling rate RE.
  • the steel strips emerging from the melt pool had a Zn alloy coating, which protects them against corrosion.
  • cooling rate RV The operating parameters "heating rate RV”, "preheating temperature TV”, “heating rate RF”, "annealing temperature TG”, “annealing time tG”, “cooling rate RE '”, “intermediate temperature TE'”, “taken into account in the production of the hot and cold rolled steel strips” Cooling rate RE “,” temperature TE “,” holding time tE “,” cooling rate RB “and” temperature TB “are given in Table 5.
  • the cold-rolled steel strips were then cooled in two stages in the uninterrupted connection.
  • the steel strips were cooled to an intermediate temperature TZ 'with a comparable high cooling rate RZ' by using gas jet cooling.
  • the intermediate temperature TZ ' was reached, the gas jet cooling was ended and roller cooling took place with a reduced cooling rate RZ "to an intermediate temperature TZ".
  • the two-stage cooling was followed by an aging treatment, by means of which the respective steel strip was cooled from the intermediate temperature TZ "to the aging temperature TU at a cooling rate RU.
  • cooling rate RV heating rate
  • preheating temperature TV heating rate RG
  • annealing temperature TG heating rate RG
  • annealing time tG heating rate RZ '
  • intermediate temperature TZ' intermediate temperature TZ
  • taken into account in the production of the hot and cold rolled steel strips Cooling rate RZ "”, “intermediate temperature TZ” ",” cooling rate RU “and” aging temperature TU "are given in Table 6.
  • the yield strength Rp0.2, the tensile strength Rm, the elongation A80, the n-value (10-20 / Ag) and the composition of the structure were determined on the cold-rolled steel strips produced in the manner described above, these properties in each case on samples have been determined lengthways to the rolling direction.
  • the behavior in the V-bend has been determined in accordance with DIN EN ISO 7438.
  • the ratio of the minimum bending radius, i.e. the radius at which there is no visible crack, to the sheet thickness should be at most 1.5 here and ideally does not exceed 1.0.
  • the minimum bending dome diameter at which no visible damage occurs was determined in the bending test according to DIN EN ISO 7438 (sample dimension sheet thickness * 20mm ⁇ 120mm). It should be 2 ⁇ sheet thickness, ideally 1.5 ⁇ sheet thickness. In relation to the present invention, this means that the maximum bending mandrel diameter should not exceed 4.8 mm.
  • the hole expansion according to ISO 16630 with a hole diameter of 10 mm and a drawing speed of 0.8 mm / s was determined on punched samples from the cold-rolled steel strips produced in the manner described above. It is at least 14%, ideally at least 16%.
  • Table 7 shows for the total of 58 tests carried out in the manner described above, which of the steels specified in Table 1 was processed, which of the hot rolling variants specified in Table 2 was used, and which of the cold rolling variants specified in Table 3 were used and which of the annealing process variants indicated in Tables 4, 5 and 6 has been run through by the respective cold-rolled steel strip.
  • Table 7 shows the respective skin level DG, the mechanical properties and the composition of the structure as well as the properties determined in accordance with DIN EN ISO 7438 ("V-bend", "U-bend”) and DIN ISO 16630 ("Hole expansion”) specified.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt sowie 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.
  • Dualphasenstähle werden bereits seit geraumer Zeit im Automobilbau eingesetzt. Dabei ist eine große Zahl von Legierungskonzepten für solche Stähle bekannt, die jeweils so zusammengesetzt sind, dass sie unterschiedlichsten Anforderungen genügen. Viele der bekannten Konzepte beruhen auf einer Legierung mit Molybdän oder setzen aufwändige Herstellungsverfahren, insbesondere eine sehr schnelle Abkühlung bei der Kaltbandglühung voraus, um das jeweils gewünschten Gefüge des Stahls zu erzeugen. Da der Preis von Molybdän auf dem Markt starken Schwankungen unterworfen ist, ist die Herstellung von Stählen, die hohe Anteile an Mo enthalten, mit einem hohen Kostenrisiko verbunden. Demgegenüber stehen die positiven Effekte, die Molybdän in Bezug auf die mechanischen Eigenschaften von Dualphasen-Stähle hat. So verzögern ausreichend hohe Mo-Gehalte die Perlitbildung bei der Abkühlung und gewährleisten so die Entstehung eines für die an den jeweiligen Stahl gestellten Anforderungen günstiges Gefüge.
  • Aus der JP 11-310852 ist ein Verfahren zum Herstellen eines Warmbands aus einem Dual-Phasen-Stahl bekannt, der (in Gew.-%) 0,03 - 0,15 % C, bis zu 1,5 % Si, 0,05 - 2,5 % Mn, bis zu 0,05 % P, 0,005 - 0,5 % Al, 0,02 - 2 % Cr, bis zu 0,01 % N, bis zu 0,03 % Ti, bis zu 0,06 % Nb und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthält. Dabei sollen die Gehalte an Mn und Cr die Bedingung Cr + Mn ≤ 3,5 und die Gehalte an Ti und Nb die Bedingung 0,005 % ≤ 2 x Ti+Nb ≤ 0,06 % erfüllen. Das Warmband soll dabei ein Gefüge aufweisen, das (in Flächen-%) zu 55 - 95 % aus polygonalem Ferrit und zu 5 - 45 % aus harten Phasen besteht, die bei niedrigen Temperaturen gebildet werden. Um dies zu erreichen, wird ein entsprechend zusammengesetzter Stahl zu Brammen vergossen, die nach einer Abkühlung auf bis zu 1280 °C erwärmt und anschließend mit einer Warmwalztemperatur von Ar3 ± 50 °C zu Warmband warmgewalzt werden. Das erhaltene Warmband wird dann bei einer Haspeltemperatur von bis zu 250 °C gehaspelt. Die niedrige Haspeltemperatur führt zur Bildung der festigkeitssteigernden Phasen und so zu einem sehr festen Warmband. Allerdings lässt sich dieses nur schwer weiterverarbeiten. Dies zeigt sich insbesondere bei dem Versuch, aus derart hergestellten Warmbändern kaltgewalztes Stahlband zu erzeugen.
  • Aus der WO 2011/135997 ist ebenfalls ein Dual-Phasen-Stahl, ein daraus hergestelltes warmgewalztes Stahlblech, und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen warmgewalzten Stahlblechs bekannt. Der Stahl besteht dabei neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0,07 - 0,2 % C, 0,3 - 1,5 % Si und Al, 1,0 - 3,0 % Mn, bis zu 0,02 % P, bis zu 0,005 % S, 0,1 - 0,5 % Cr und 0,001 - 0,008 % N sowie zusätzlich 0,002 - 0,05 % Ti oder 0,002 - 0,05 % Nb. Das warmgewalzte Stahlblech hat dabei ein Gefüge, das (in Flächen-%) zu 7 - 35 % aus Ferrit mit einem Teilchendurchmesser 0,5 - 3,0 µm und als Rest aus Bainit-Ferrit oder Bainit und Martensit besteht. Hohe Gehalte von mindestens 0,5 % Si tragen dabei zur Steigerung der Festigkeit des Stahls bei, während Aluminium lediglich zum Beruhigen des Stahls während seiner Erzeugung zugegeben wird. Auch hier wird eine niedrige Haspeltemperatur von weniger als 430 °C vorgeschrieben, um die Bildung einer ausreichenden Menge an festigkeitssteigernden harten Phasen im Warmband zu sichern. Die Einstellung des Gefüges schon im Warmband hat auch hier zur Folge, dass sich das auf diese bekannte Weise erzeugte Warmband ebenfalls nur schwer zu kaltgewalztem Stahlband weiterverarbeiten lässt.
  • In der WO 2011/076383 ist des Weiteren ein feuerverzinktes Stahlband beschrieben, das eine hohe Festigkeit besitzen soll. Das Stahlband besteht in diesem Fall aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0,10 - 0,18 % C, 1,90 - 2,50 % Mn, 0,30 - 0,50 % Si, 0,50 - 0,70 % Al, 0,10 - 0,50 % Cr, 0,001 - 0,10 % P, 0,01 - 0,05 % Nb, bis zu 0,004 % Ca, bis zu 0,05 % S, bis zu 0,007 % N, und optional mindestens eines der folgenden Elemente: 0,005 - 0,50 % Ti, 0,005 - 0,50 % V, 0,005 - 0,50 % Mo, 0,005 - 0,50 % Ni, 0,005 - 0,50 % Cu und bis zu 0,005 % B enthält. Dabei gilt für die Gehalte an Al und Si: 0,80 % < Al+Si < 1,05 % und für die Gehalte an Mn und Cr: Mn + Cr > 2,10 %.Der so zusammengesetzte Stahl soll eine verbesserte Verformbarkeit bei einer hohen Festigkeit bieten und gleichzeitig über eine gute Schweißbarkeit und Oberflächenqualität zusammen mit einer guten Herstellbarkeit und Beschichtungsfähigkeit verfügen.
  • Des Weiteren sind in den Offenlegungsschriften WO 2011/093319 A1 und JP 2008 291304 A gattungsgemäße Stahlflachprodukte sowie Verfahren zu ihrer Herstellung offenbart.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Stahlflachprodukt anzugeben, das optimierte mechanische Eigenschaften aufweist und sich dabei kostengünstig herstellen lässt, ohne dass dazu auf teure, hinsichtlich ihrer Beschaffungskosten großen Schwankungen unterworfene Legierungselemente zurückgegriffen werden muss.
  • Darüber hinaus sollte ein Verfahren angegeben werden, dass die zuverlässige Herstellung von kaltgewalzten Stahlflachprodukten der erfindungsgemäß zu erzeugenden Art erlaubt.
  • In Bezug auf das Stahlflachprodukt besteht die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend genannten Aufgabe darin, dass ein solches Stahlflachprodukt im kaltgewalzten Zustand wie in Anspruch 1 angegebenen beschaffen ist.
  • In Bezug auf das Verfahren ist die oben genannte Aufgabe schließlich dadurch gelöst worden, dass erfindungsgemäß bei der Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts die in Anspruch 4 angegebenen Arbeitsschritte durchlaufen werden.
  • Kohlenstoff ermöglicht die Ausbildung von Martensit im Gefüge und ist deshalb im erfindungsgemäßen Stahl ein für die Einstellung der angestrebt hohen Festigkeit wesentliches Element. Damit diese Wirkung im ausreichenden Maße eintritt, enthält der erfindungsgemäße Stahl mindestens 0,12 Gew.-% C. Ein zu hoher C-Gehalt wirkt sich jedoch negativ auf das Schweißverhalten aus. Generell gilt hier, dass die Verschweißbarkeit eines Stahls mit der Höhe seines Kohlenstoffgehalts abnimmt. Um negative Einflüsse des C-Gehalts auf seine Verarbeitbarkeit zu vermeiden, ist daher beim erfindungsgemäßen Stahl der maximale Kohlenstoffgehalt auf 0,18 Gew-% beschränkt.
  • Silizium wird ebenfalls zur Festigkeitssteigerung eingesetzt, indem es die Härte des Ferrits erhöht. Der minimale Gehalt an Silizium eines erfindungsgemäßen Stahls liegt dazu bei 0,05 Gew.-%. Ein zu hoher Gehalt an Silizium führt allerdings sowohl zur unerwünschten Korngrenzenoxidation, welche die Oberfläche eines aus erfindungsgemäßem Stahl erzeugten Stahlflachprodukts negativ beeinflusst, als auch zu Schwierigkeiten, wenn ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zur Verbesserung seiner Korrosionsbeständigkeit mit einem metallischen Überzug schmelztauchbeschichtet werden soll. Um derart negative, die Weiterverarbeitung erschwerende Einflüsse von Si im erfindungsgemäßen Stahl zu vermeiden, liegt die Obergrenze des Si-Gehalts eines erfindungsgemäßen Stahls bei 0,2 Gew.-%.
  • Mangan verhindert die Bildung von Perlit bei der Abkühlung. Hierdurch wird im erfindungsgemäßen Stahl die gewünschte Martensitbildung gefördert und die Festigkeit des Stahls erhöht. Ein hinreichend hoher Gehalt an Mangan zur Unterdrückung der Perlitbildung liegt hier bei 1,9 Gew.-%. Mangan hat aber auch die negative Eigenschaft, Seigerungen zu bilden bzw. die Schweißeignung herabzusetzen. Darüber hinaus bedingt die Anwesenheit höhere Mn-Gehalte einen erhöhten Energieaufwand bei der Erschmelzung eines erfindungsgemäßen Stahls. Um die negativen Effekte von Mn im erfindungsgemäßen Stahl zu vermeiden, liegt die Obergrenze des für Mn vorgesehenen Gehaltsbereichs eines erfindungsgemäßen Stahls bei 2,2 Gew.-%.
  • Aluminium kommt in der erfindungsgemäßen Legierung eine besondere Bedeutung zu. Bereits in geringen Gehalten eingesetzt dient es zur Desoxidation. Die erfindungsgemäß vorgesehene Menge von mindestens 0,2 Gew.-% fördert die Bildung von Restaustenit. Dieser wirkt sich, ähnlich wie in bekannten TRIP-Stählen, positiv auf die Bruchdehnung und den n-Wert von aus erfindungsgemäßem Stahl gefertigten Stahlflachprodukten aus. Ein Gehalt von über 0,5 Gew.-% Al verschlechtert aber im Fall, dass der erfindungsgemäße Stahl als Vorprodukt zu Brammen oder Dünnbrammen vergossen wird, die Brammeneigenschaften und führt gegebenenfalls zur Rissbildung. Zudem wirken sich hohe Aluminiumgehalte im Stahl negativ auf das Beschichtungsverhalten aus. Daher sind die Gehalte an Al bei einem erfindungsgemäßen Stahl auf 0,5 Gew.-% begrenzt.
  • Chrom ist im erfindungsgemäßen Stahl wie Mangan zur Festigkeitssteigerung vorhanden. Durch die Anwesenheit von Cr wird die Härtbarkeit und damit der Anteil an Martensit im Stahl erhöht. Der hierzu erforderliche Cr-Gehalt beträgt mindestens 0,05 Gew.-%. Um den festigkeitssteigernden Einfluss von Cr nicht zu stark zu betonen, ist gleichzeitig der Cr-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf maximal 0,2 Gew.-% beschränkt.
  • Niob bildet im erfindungsgemäßen Stahl Feinstausscheidungen und erhöht dadurch ebenfalls die Festigkeit. Ein Nb-Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% ist hierfür erforderlich. Zu hohe Gehalte würden den positiven Einfluss von Nb zu sehr verstärken und die Bruchdehnung negativ beeinflussen. Daher ist der Nb-Gehalt bei einem erfindungsgemäßen Stahl auf 0,06 Gew.-% beschränkt, wobei die Wirkung von Nb dann besonders sicher eintritt, wenn der Nb-Gehalt 0,01 - 0,04 Gew.-% beträgt.
  • Phosphor, Schwefel, Stickstoff, Molybdän, Bor, Titan, Nickel und Kupfer sind im erfindungsgemäßen Stahl allenfalls als Verunreinigungen in so geringen Gehalten vorhanden, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls und eines daraus hergestellten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts haben. Dementsprechend sind in einem erfindungsgemäßen Stahl jeweils höchstens 0,02 Gew.-% P, höchstens 0,003 Gew.-% S, höchstens 0,008 Gew.-% N, höchstens 0,1 Gew.-% Mo, höchstens 0,0007 Gew.-% B, höchstens 0,01 Gew.-% Ti, höchstens 0,1 Gew.-% Ni und höchstens 0,1 Gew.-% Cu vorhanden, wobei der Gehalt an Molybdän bevorzugt unterhalb von 0,05 Gew.-% liegt. Selbstverständlich können im erfindungsgemäßen Stahl weitere Verunreinigungen vorhanden sein, die produktionsbedingt, beispielsweise durch Schrotteinsatz, in den Stahl gelangen. Diese Verunreinigungen sind jedoch ebenfalls jeweils in so geringen Mengen anwesend, dass sie die Eigenschaften des Stahls nicht beeinflussen.
  • Erfindungsgemäß beträgt die Summe der Gehalte an den in wirksamen Mengen vorliegenden Legierungselementen C, Si, Mn, Al, Cr und Nb mindestens 2,5 Gew.-% und überschreitet nicht 3,5 Gew.-%. Ist die Summe der Legierungsgehalte zu gering, besteht die Gefahr, dass die gewünschten mechanischen Eigenschaften nicht erreicht werden. Ist die Summe der Legierungsgehalte dagegen zu hoch, wird eine hier nicht angestrebte sehr hohe Festigkeit von über 900 MPa bei schlechterem Verformungsverhalten erzielt.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts umfasst folgende Arbeitsschritte:
    1. a) Vergießen eines erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahls zu einem Vorprodukt, wobei es sich bei dem Vorprodukt um eine Bramme oder eine Dünnbramme handeln kann;
    2. b) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von 2 bis 5,5 mm, wobei die Warmwalzanfangstemperatur 1000 - 1300 °C, insbesondere 1050 - 1200 °C, und die Warmwalzendtemperatur 840 - 950 °C, insbesondere 890 - 950 °C, beträgt;
    3. c) Haspeln des Warmbands zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von 480 - 610 °C;
    4. d) Kaltwalzen des Warmbands zu einem 0,6 - 2,4 mm dicken kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad 40 - 80 % beträgt;
    5. e) im kontinuierlichen Durchlauf erfolgendes Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts, wobei
      • e.1) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zunächst in einer Vorwärmstufe mit einer Aufheizrate von 0,2 - 45 °C/s auf eine Vorwärmtemperatur von bis zu 870 °C erwärmt wird,
      • e.2) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt anschließend in einer Haltestufe über eine Glühdauer von 8 - 260 s bei einer Glühtemperatur von 750 - 870 °C gehalten wird, wobei optional das vorerwärmte Stahlflachprodukt innerhalb dieser Haltestufe auf die jeweilige Glühtemperatur fertigerwärmt wird,
      • e.3) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt nach Ende der Glühdauer mit einer Abkühlrate von 0,5 - 110 K/s abgekühlt wird.
  • Um vor dem Fertigwarmwalzen auf die jeweils geforderte Warmwalzanfangstemperatur gebracht zu werden, kann das jeweilige Vorprodukt erforderlichenfalls in einem Ofen über eine Dauer von bis zu 500 Minuten bei einer ausreichenden Ofentemperatur verweilen. Alternativ kann das jeweilige Vorprodukt auch direkt im noch ausreichend heißen Zustand dem Warmwalzen zugeführt werden.
  • Die Haspeltemperatur ist erfindungsgemäß auf 480 - 610 °C festgelegt, weil eine niedrigere Haspeltemperatur zu einem wesentlich festeren warmgewalzten Stahlflachprodukt ("Warmband") führen würde, das sich nur unter erschwerten Bedingungen weiterverarbeiten ließe. Eine Haspeltemperatur oberhalb von 610 °C würde dagegen in Kombination mit dem erfindungsgemäß vorgesehenen Chromgehalt die Gefahr der Korngrenzenoxidation erhöhen.
  • Das gehaspelte Warmband kühlt im Coil auf Raumtemperatur ab. Optional kann es nach dem Abkühlen gebeizt werden, um auf ihm haftenden Zunder und Verschmutzungen zu entfernen.
  • Nach dem Haspeln und dem erforderlichenfalls durchgeführten Beizen wird das Warmband in einem oder mehreren Kaltwalzschritten zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt ("Kaltband") gewalzt. Ausgehend von der erfindungsgemäß vorgegebenen Dicke des Warmbands wird dabei mit einem Gesamtkaltwalzgrad von 40 - 80 % kaltgewalzt, um die angestrebte Kaltbanddicke von 0,6 - 2,4 mm zu erzielen.
  • Im nächsten Fertigungsschritt wird das Kaltband einer kontinuierlichen Glühung unterzogen. Diese dient zuerst zur Einstellung der gewünschten mechanischen Eigenschaften.
  • Gleichzeitig kann sie zur Vorbereitung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts für eine nachfolgende Beschichtung mit einem metallischen Überzug genutzt werden, der das kaltgewalzte Stahlflachprodukt vor korrosiven Angriffen im späteren Einsatz schützt. Großtechnisch besonders kostengünstig lässt sich ein solcher Überzug durch Schmelztauchbeschichten aufbringen. Die erfindungsgemäß vorgesehene Glühung kann dabei in einer im Durchlauf absolvierten, konventionell ausgebildeten Schmelztauchbeschichtungsanlage durchgeführt werden. Alternativ kann sich an die Glühung auch eine elektrolytische Verzinkung anschließen.
  • Im Zuge des Wärmebehandelns kann sowohl das Aufheizen auf die jeweilige maximale Glühtemperatur, als auch das anschließende Abkühlen in einem oder mehreren Schritten erfolgen. Das Aufheizen erfolgt dabei zunächst in einer Vorwärmstufe mit einer Rate von 0,2 K/s bis 45 K/s auf eine Vorwärmtemperatur von bis zu 870 °C, insbesondere 690 - 860 °C oder 690 - 840 °C.
  • Anschließend läuft das Stahlflachprodukt in eine Haltestufe ein, in der es, sofern seine Vorwärmtemperatur weniger als die jeweils angezielte maximale Glühtemperatur beträgt, unter weiterer Erwärmung die maximale Glühtemperatur von 750 - 870 °C, erreicht. Bei der jeweiligen maximalen Glühtemperatur wird das Stahlflachprodukt gehalten, bis das Ende der Haltestufe erreicht ist. Die Glühdauer, innerhalb der das Stahlflachprodukt in der Haltestufe jeweils auf der maximalen Glühtemperatur gehalten wird, beträgt 8 - 260 s. Bei einer zu geringen Temperatur oder zu geringen Zeit würde das Material nicht rekristallisieren. Infolgedessen würde zum einen für die Gefügeumwandlung bei der Abkühlung nicht genügend Austenit zur Martensitbildung zur Verfügung stehen. Zum anderen hätte unrekristallisierter Stahl eine ausgeprägte Anisotropie zur Folge. Eine zu lange Glühdauer oder eine zu hohe Temperatur führen dagegen zu einem sehr groben Gefüge und damit zu schlechteren mechanischen Eigenschaften.
  • Nach Abschluss der Glühdauer erfolgt mit einer Abkühlrate von 0,5 - 110 K/s die Abkühlung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts. Die Abkühlrate wird dabei innerhalb dieses Fensters so eingestellt, dass eine Perlitbildung weitestgehend vermieden wird.
  • Soll das kaltgewalzte Stahlflachprodukt nach dem Glühen schmelztauchbeschichtet werden, so wird es im Zuge der Abkühlung auf eine Temperatur von 455 - 550 °C abgekühlt. Das derart temperierte kaltgewalzte Stahlflachprodukt durchläuft dann ein Zn-Schmelzenbad, das eine Temperatur von 450 - 480 °C hat. Wenn die Temperatur des kaltgewalzten Stahlflachprodukts in den für das Zinkbad vorgesehenen Bereich fällt, kann das Stahlband mit einer Dauer von bis zu 100 s vor dem Eintritt ins Zinkbad gehalten werden. Wenn dagegen die Temperatur des Stahlbands größer als 480 °C ist, so wird das Stahlflachprodukt bis zum Eintritt ins Zinkbad mit einer Abkühlrate von bis zu 10 K/s abgekühlt, bis seine Temperatur in den für das Zinkbad vorgesehenen Temperaturbereich fällt, insbesondere gleich der Zinkbadtemperatur ist.
  • Bei Austritt aus dem Zn-Bad wird die Dicke der auf dem Stahlflachprodukt vorhandenen Zn-basierten Schutzschicht in bekannter Weise durch eine Abstreifeinrichtung eingestellt.
  • Optional kann sich an die Schmelztauchbeschichtung eine weitere Wärmebehandlung ("Galvannealing") anschließen, bei der das schmelztauchbeschichtete Stahlflachprodukt auf bis zu 550 °C erwärmt wird, um die Zinkschicht einzubrennen.
  • Entweder unmittelbar nach dem Austritt aus dem Zinkbad oder im Anschluss an die zusätzliche Wärmebehandlung wird das erhaltene kaltgewalzte Stahlflachprodukt auf Raumtemperatur abgekühlt.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zur Erzeugung erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte umfasst folglich folgende Varianten:
    • Variante a)
  • Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt ("Kaltband") wird in einem Vorwärmofen mit einer Aufheizrate von 10 - 45 K/s auf eine Vorwärmtemperatur von 660 - 840 °C erwärmt. Anschließend wird das vorerwärmte Kaltband durch eine Ofenzone geleitet, in der das Kaltband über eine Haltezeit von 8 - 24 s bei einer Temperatur von 760 - 860 °C gehalten wird. Abhängig von der im vorangegangenen Arbeitsschritt erreichten Vorwärmtemperatur kommt es dabei zu einer weiteren Erwärmung mit einer Aufheizrate von 0,2 - 15 K/s.
  • Das so geglühte Kaltband wird dann mit einer Abkühlrate von 2,0 - 30 K/s auf eine Eintrittstemperatur von 455 - 550 °C abgekühlt, mit der es anschließend ein Zinkschmelzenbad durchläuft und über eine Haltezeit von höchstens 45 s gehalten wird. Das Zinkschmelzenbad weist dabei eine Temperatur von 455 - 465 °C auf. Abhängig von seiner Eintrittstemperatur kühlt das Kaltband im Zinkschmelzenbad mit einer Abkühlrate von bis zu 10 K/s auf die jeweilige Temperatur des Zinkschmelzenbads ab oder wird bei konstanter Temperatur gehalten. An dem aus dem Zinkschmelzenbad austretenden, nun mit einer Zinkbeschichtung versehenen Kaltband wird in an sich bekannter Weise die Beschichtungsdicke eingestellt. Abschließend wird das beschichtete Kaltband auf Raumtemperatur gekühlt.
    • Variante b)
  • Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird in einer Eingangsheizzone eines Durchlaufofens mit einer Aufheizrate von bis zu 25 K/s auf eine Zieltemperatur gebracht, die 760 - 860 °C beträgt.
  • Anschließend erfolgt in einer Haltezone des Ofens über 35 - 150 s ein Halten des so aufgeheizten kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer 750 - 870 °C, insbesondere 780 - 870 °C, betragenden Glühtemperatur. Abhängig von der Temperatur, mit der das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in die Haltezone eintritt, wird es dabei während der Haltezeit, d. h. innerhalb dieser Haltezone, mit einer Aufheizrate von bis zu 3 K/s auf die jeweilige Glühtemperatur erwärmt.
  • Nach dem Halten bei der Glühtemperatur erfolgt eine zweistufige Abkühlung, bei der das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zunächst langsam mit einer Abkühlrate von 0,5 - 10 K/s auf eine Zwischentemperatur abgekühlt wird, die 640 - 730 °C beträgt, und anschließend mit einer Abkühlrate von 5 - 110 K/s beschleunigt auf eine Temperatur von 455 - 550 °C abgekühlt wird.
  • Das auf die betreffende Temperatur abgekühlte kaltgewalzte Stahlflachprodukt durchläuft dann ein Zinkschmelzenbad. Das Zinkschmelzenbad weist dabei eine Temperatur von 450 - 480 °C auf. An dem aus dem Zinkschmelzenbad austretenden, nun mit einer Zinkbeschichtung versehenen kaltgewalzten Stahlflachprodukt wird in an sich bekannter Weise die Beschichtungsdicke eingestellt.
  • Im Anschluss an den Auftrag der Zinkbeschichtung kann eine Glühbehandlung ("Galvannealing") durchgeführt werden, um in der Zinkbeschichtung eine Legierungsbildung zu bewirken. Hierzu kann das mit der Zinkbeschichtung versehene Kaltband auf 470 - 550 °C erwärmt und über eine ausreichende Zeit bei dieser Temperatur gehalten werden.
  • Nach dem Zinkbeschichten oder, falls eine solche Behandlung durchgeführt wird, nach der Galvannealing-Behandlung kann das zinkbeschichtete Kaltband einem Dressierwalzen unterzogen werden, um seine mechanischen Eigenschaften und die Oberflächenbeschaffenheit der Beschichtung zu verbessern. Die dabei eingestellten Dressiergrade liegen typischerweise im Bereich von 0,1 - 2,0 %, insbesondere 0,1 - 1,0 %.
  • Zum Einstellen seiner mechanischen Eigenschaften kann das erfindungsgemäß zusammengesetzte und erzeugte kaltgewalzte Stahlflachprodukt alternativ zu der voranstehend beschriebenen Möglichkeit einer Schmelztauchbeschichtung auch eine Wärmebehandlung in einem konventionellen Glühofen durchlaufen, bei der das Aufheizen (Arbeitsschritt e.1)) und das Glühen bei der jeweiligen Glühtemperatur (Arbeitsschritt e.2) in der voranstehend beschriebenen Weise absolviert werden, bei dem jedoch der Arbeitsschritt e.3 mindestens zweistufig durchgeführt wird, indem das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zunächst auf einen Temperaturbereich von 250 - 500 °C abgekühlt, dann in diesem Temperaturbereich bis zu 760 s verweilt und anschließend weiter abgekühlt wird. Auf diese Weise wird der Restaustenit im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts stabilisiert.
  • Bei einer unter diese Vorgehensweise fallenden Variante des erfindungsgemäßen Verfahrens werden dann in einem Durchlaufofen folgende Wärmebehandlungsschritte durchlaufen:
    Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird zuerst in einer Heizzone mit einer Aufheizrate von 1 - 8 K/s auf 750 - 870, insbesondere 750 - 850 °C, erwärmt.
  • Anschließend wird das so erwärmte kaltgewalzte Stahlflachprodukt durch eine Ofenzone geleitet, in der das kaltgewalzte Stahlflachprodukt über eine Haltezeit von 70 - 260 s bei einer Glühtemperatur von 750 - 870 °C, insbesondere 750 - 850 °C, gehalten wird. Abhängig von der im vorangegangenen Arbeitsschritt erreichten Vorwärmtemperatur kommt es dabei zu einer weiteren Erwärmung mit einer Aufheizrate von bis zu 5 K/s.
  • Das so geglühte kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird anschließend einer zweistufigen Kühlung unterzogen, bei der es zunächst mit einer Abkühlrate von 3 - 30 K/s beschleunigt auf eine Zwischentemperatur von 450 - 570 °C abgekühlt wird. Diese Abkühlung kann als Luft- und/oder Gaskühlung ausgeführt werden. Darauf folgt eine langsamere Abkühlung, bei der das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer Abkühlrate von 1 - 15 K/s auf 400 - 500 °C abgekühlt wird.
  • An die jeweilige Abkühlung kann sich eine Überalterungsbehandlung anschließen, bei der das kaltgewalzte Stahlflachprodukt über eine Haltezeit von 150 - 760 s auf einer Temperatur von 250 - 500 °C, insbesondere 250 - 330 °C, gehalten wird. Abhängig von der jeweiligen Eintrittstemperatur kommt es dabei zu einer Abkühlung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate von bis zu 1,5 K/s.
  • Auch das in der voranstehend beschriebenen Weise wärmebehandelte kaltgewalzte Stahlflachprodukt kann abschließend einem Dressierwalzen unterzogen werden, um seine mechanischen Eigenschaften weiter zu verbessern. Die dabei eingestellten Dressiergrade liegen auch hier typischerweise im Bereich von 0,1 - 2,0 %, insbesondere 0,1 - 1,0 %.
  • Das so wärmebehandelte und gegebenenfalls dressiergewalzte, kaltgewalzte Stahlflachprodukt kann anschließend eine Beschichtungsanlage zum elektrolytischen Beschichten durchlaufen, in der die jeweilige metallische Schutzschicht, z. B. eine Zinklegierungsschicht, in an sich bekannter Weise elektrisch-chemisch ("elektrolytisch") auf dem kaltgewalzten Stahlflachprodukt abgeschieden wird. Erfindungsgemäß ist das Stahlflachprodukt durch ein Gefüge gekennzeichnet, das zu 50 - 90 Vol.-% aus Ferrit einschließlich bainitischem Ferrit, zu 5 - 40 Vol.-% aus Martensit, zu bis zu 15 Vol.-% aus Restaustenit und zu bis zu 10 Vol.-% aus herstellungsbedingt unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen besteht, wobei der Restaustenitgehalt optimaler Weise im Bereich von 6 - 12 Vol.-% liegt.
  • Dabei liegen die im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892 (Probenform 2, Längsproben) ermittelten Kennwerte in folgenden Bereichen:
    • Rp0,2
    mindestens 440 MPa, insbesondere bis zu 550 MPa,
    Rm
    mindestens 780 MPa, insbesondere bis zu 900 MPa,
    A80
    mindestens 14 %,
    n10-20/Ag
    mindestens 0,10,
    BH2
    mindestens 25 MPa, insbesondere mindestens 30 MPa.
  • In der Praxis lassen sich erfindungsgemäße Stahlflachprodukte durch Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens zuverlässig erzeugen.
  • In den in den Figuren 1 und 2 wiedergegebenen Diagrammen sind jeweils unterschiedliche Temperaturverläufe dargestellt, die sich einstellen, wenn das kaltgewalzte Stahlflachprodukt eine in erfindungsgemäßer Weise vorgenommene Glühung mit unmittelbar anschließender Schmelztauchbeschichtung durchläuft:
    • Vorerwärmung auf eine Vorwärmtemperatur TV mittels einer Aufheizrate RV;
    • Halten bei einer maximalen Glühtemperatur TG über eine Glühdauer tG, wobei das Halten eine Fertigerwärmung auf die Glühtemperatur TG umfasst, wenn die Vorwärmtemperatur TV niedriger als die Glühtemperatur TG ist (gestrichelte Linie TV = TG; durchgezogene Linie TV < TG);
    • Abkühlen in einer Stufe (Fig. 1) oder zwei Stufen (Fig. 2) mit folgender Maßgabe:
      • Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Temperatur TE (Fig. 1) oder TE' (Fig. 2),
      • optionales Halten auf der Temperatur TE über eine Dauer tH, wenn die jeweilige Temperatur TE in den für die Temperatur TB des Schmelzenbads vorgesehenen Temperaturbereich fällt, insbesondere gleich der Temperatur TB ist, (Fig. 1)
        oder
      • von der Temperatur TE' ausgehendes weiteres Abkühlen auf eine Temperatur TE", wenn die Temperatur TE' größer als die Obergrenze des für das Schmelzenbad vorgesehenen Temperaturbereichs ist, wobei die im zweiten Kühlschritt erreichte Temperatur TE" in den für die Temperatur TB des Schmelzenbads vorgesehenen Temperaturbereich fällt, insbesondere gleich der Temperatur TB ist, (Fig. 2);
    • Durchleiten des Stahlflachprodukts durch ein Schmelzenbad innerhalb einer Durchlaufzeit tB;
    • Abkühlen auf Raumtemperatur RT.
  • Im Diagramm gemäß Fig. 3 ist dagegen beispielhaft ein Temperaturverlauf angegeben, der sich einstellt, wenn das Stahlflachprodukt eine kontinuierliche Glühung ohne anschließende Schmelztauchbeschichtung durchläuft:
    • Vorerwärmung auf eine Vorwärmtemperatur TV innerhalb einer Vorwärmdauer tV bei einer Aufheizrate RV;
    • Halten bei einer maximalen Glühtemperatur TG über eine Glühdauer tG, wobei das Halten eine Fertigerwärmung auf die Glühtemperatur TG umfasst, wenn die Vorwärmtemperatur TV niedriger als die Glühtemperatur TG ist (gestrichelte Linie TV = TG; durchgezogene Linie TV < TG);
    • Abkühlen in zwei Stufen, wobei in der ersten Stufe mit höherer Abkühlgeschwindigkeit auf eine Zwischentemperatur TZ' und anschließend mit geminderter Abkühlgeschwindigkeit auf eine Zwischentemperatur TZ" abgekühlt wird und sich die Abkühlung insgesamt über eine Abkühldauer von tZ erstreckt;
    • Durchführen einer Überalterungsbehandlung, bei der das Stahlflachprodukt ausgehend von der Zwischentemperatur TZ" über eine Behandlungsdauer tU mit einer Abkühlrate RU bis zu einer Überalterungstemperatur TU abkühlt;
    • Abkühlen auf Raumtemperatur RT.
  • Zur Überprüfung der durch die Erfindung erzielten Effekte sind neun Stahlschmelzen A - I erschmolzen worden, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind. Bei den Stählen A - H handelt es sich um erfindungsgemäße Stähle, während der Stahl I außerhalb der Erfindung liegt.
  • Die Stahlschmelzen A-I sind zu Brammen vergossen und nach einer Abkühlung in einem Ofen auf die jeweilige Warmwalzanfangstemperatur WAT erwärmt worden.
  • Im Zuge des Warmwalzens sind die mit der Warmwalzanfangstemperatur WAT in die Warmwalzstaffel einlaufenden Brammen bei einer Endtemperatur WET zu warmgewalzten Stahlbändern mit einer Dicke WBD warmgewalzt worden. Nach dem Warmwalzen sind die warmgewalzten Stahlbänder auf eine Haspeltemperatur HT abgekühlt worden, bei der sie anschließend zu einem Coil gewickelt worden sind und auf Raumtemperatur abgekühlt werden.
  • Die so erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder sind mit einem jeweiligen Gesamtverformungsgrad KWG zu kaltgewalztem Stahlband mit einer Dicke KBD kaltgewalzt worden.
  • Die bei der Herstellung der warm- und kaltgewalzten Stahlbänder berücksichtigten Betriebsparameter "Warmwalzanfangstemperatur WAT", "Warmwalzendtemperatur WET", "Dicke des warmgewalzten Stahlbands WBD", "Haspeltemperatur HT", "Gesamtverformungsgrad KWG" und "Dicke des kaltgewalzten Stahlbands KBD" sind in den Tabellen 2 und 3 angegeben.
  • Die so erhaltenen kaltgewalzten Stahlbänder sind unterschiedlichen Glühversuchen unterzogen worden.
  • Bei der dem in Fig. 1 dargestellten Verlauf folgenden ersten Variante dieser Versuche sind Stahlbänder in einer konventionellen Schmelztauchbeschichtungsanlage zunächst in einer Vorwärmzone mit einer Aufheizrate RV auf eine Vorwärmtemperatur TV erwärmt worden.
  • Im unmittelbaren Anschluss an die Vorerwärmung sind die Stahlbänder in einer Haltezone zunächst mit einer Aufheizrate RF auf eine maximale Glühtemperatur TG fertigerwärmt worden, auf der sie anschließend gehalten worden sind. Für den Durchlauf der gesamten Haltezone, d. h. einschließlich der Fertigerwärmung und des Haltens, wurde eine Glühdauer tG benötigt.
  • Ebenso unterbrechungsfrei folgend sind die kaltgewalzten Stahlbänder dann in einer Stufe mit einer Abkühlrate RE auf eine Temperatur TE abgekühlt worden. Die aus dem Schmelzenbad austretenden Stahlbänder wiesen eine Zn-Legierungsbeschichtung auf, die sie gegen Korrosion schützt.
  • Die bei der Herstellung der warm- und kaltgewalzten Stahlbänder berücksichtigten Betriebsparameter "Aufheizrate RV", "Vorwärmtemperatur TV", "Aufheizrate RF", "Glühtemperatur TG", "Glühdauer tG", "Abkühlrate rE", "Temperatur TE", "Haltezeit tE", "Abkühlrate RB" und "Badtemperatur TB" sind in Tabelle 4 angegeben.
  • Bei der dem in Fig. 2 dargestellten Verlauf folgenden zweiten Variante dieser Versuche sind Stahlbänder wiederum in einer konventionellen Schmelztauchbeschichtungsanlage zunächst in einer Vorwärmzone mit einer Aufheizrate RV auf eine Vorwärmtemperatur TV erwärmt worden. Im unmittelbaren Anschluss an die Vorerwärmung sind die Stahlbänder in einer zweiten Zone des jeweiligen Ofens eingelaufen. Sofern ihre Vorerwärmungstemperatur TV weniger als die vorgeschriebene maximale Glühtemperatur TG betrug, sind die Stahlbänder dabei mit einer Aufheizrate RF auf die geforderte maximale Glühtemperatur TG fertigerwärmt worden. Die auf die jeweilige Glühtemperatur TG erwärmten Stahlbänder sind dann über eine Glühdauer tG bei dieser Temperatur gehalten worden. Im unterbrechungsfreien Anschluss sind die kaltgewalzten Stahlbänder dann in zwei Stufen abgekühlt worden. In der ersten Stufe der Abkühlung sind die Stahlbänder mit einer vergleichbar geringen Abkühlrate RE' auf eine Zwischentemperatur TE' abgekühlt worden. Mit Erreichen der Zwischentemperatur TE' sind die jeweiligen Stahlbänder mit erhöhter Abkühlrate RE schnell auf die jeweilige Temperatur TE abgekühlt worden. Die aus dem Schmelzenbad austretenden Stahlbänder wiesen eine Zn-Legierungsbeschichtung auf, die sie gegen Korrosion schützt.
  • Die bei der Herstellung der warm- und kaltgewalzten Stahlbänder berücksichtigten Betriebsparameter "Aufheizrate RV", "Vorwärmtemperatur TV", "Aufheizrate RF", "Glühtemperatur TG", "Glühdauer tG", "Abkühlrate RE'", "Zwischentemperatur TE'", "Abkühlrate RE", "Temperatur TE", "Haltezeit tE", "Abkühlrate RB" und "Temperatur TB" sind in Tabelle 5 angegeben.
  • Bei der dem in Fig. 3 dargestellten Verlauf folgenden dritten Variante der Versuche sind Stahlbänder in einer konventionellen Wärmebehandlungsanlage zunächst in einer Vorwärmzone mit einer Aufheizrate RV auf eine Vorwärmtemperatur TV erwärmt worden. Im unmittelbaren Anschluss an die Vorerwärmung sind die Stahlbänder in einer zweiten Zone des jeweiligen Ofens eingelaufen. Sofern ihre Vorerwärmungstemperatur TV weniger als die vorgeschriebene maximale Glühtemperatur TG betrug, sind die Stahlbänder in dieser Haltezone mit einer Aufheizrate RG auf die geforderte maximale Glühtemperatur TG fertigerwärmt worden. Die auf die jeweilige Glühtemperatur TG erwärmten Stahlbänder sind anschließend bei dieser Temperatur gehalten worden. Die Fertigerwärmung und das Halten erfolgten dabei ebenfalls insgesamt in einer Glühdauer tG.
  • Im unterbrechungsfreien Anschluss sind die kaltgewalzten Stahlbänder daraufhin in zwei Stufen abgekühlt worden. In der ersten Stufe der Abkühlung sind die Stahlbänder mit einer vergleichbar hohen Abkühlrate RZ' auf eine Zwischentemperatur TZ' durch Einsatz einer Gasjetkühlung abgekühlt worden. Mit Erreichen der Zwischentemperatur TZ' wurde die Gasjetkühlung beendet und es erfolgte eine Rollenkühlung mit einer verminderten Abkühlrate RZ" bis auf eine Zwischentemperatur TZ". An die zweistufige Abkühlung schloss sich eine Überalterungsbehandlung an, über die das jeweilige Stahlband ausgehend von der Zwischentemperatur TZ" mit einer Abkühlrate RU auf die Überalterungstemperatur TU abgekühlt worden ist.
  • Die bei der Herstellung der warm- und kaltgewalzten Stahlbänder berücksichtigten Betriebsparameter "Aufheizrate RV", "Vorwärmtemperatur TV", "Aufheizrate RG", "Glühtemperatur TG", "Glühdauer tG", "Abkühlrate RZ'", "Zwischentemperatur TZ'", "Abkühlrate RZ"", "Zwischentemperatur TZ"", "Abkühlrate RU" und "Überalterungstemperatur TU" sind in Tabelle 6 angegeben.
  • Jedes der durch die voranstehend beschriebenen Versuche erhaltenen kaltgewalzten Stahlbleche ist jeweils abschließend mit einem Dressierwalzgrad DG dressiergewalzt worden. Dies gilt sowohl für die in den ersten beiden Versuchsreihen schmelztauchbeschichteten Stahlbänder als auch für die Stahlbänder, die die dritte Versuchsreihe durchlaufen haben.
  • An den in der voranstehend beschriebenen Weise erzeugten kaltgewalzten Stahlbändern sind die Dehngrenze Rp0,2, die Zugfestigkeit Rm, die Dehnung A80, der n-Wert (10-20/Ag) und die Zusammensetzung des Gefüges bestimmt worden, wobei diese Eigenschaften jeweils an Proben längs zur Walzrichtung bestimmt worden sind.
  • Zusätzlich ist das Verhalten im V-bend nach DIN EN ISO 7438 ermittelt worden. Das Verhältnis des minimalen Biegeradius, also des Radius, bei dem kein sichtbarer Riss auftritt, zur Blechdicke soll hier höchstens 1,5 betragen und überschreitet idealer Weise 1,0 nicht.
  • Ebenso ist im Biegeversuch nach DIN EN ISO 7438 (Probenabmessung Blechdicke* 20mm∗120mm) der minimale Biegedomdurchmesser bestimmt worden, bei dem keine sichtbare Schädigung auftritt. Er sollte 2∗Blechdicke, idealer Weise 1,5∗Blechdicke, betragen. In Bezug auf die vorliegende Erfindung bedeutet dies, dass der maximale Biegedomdurchmesser 4,8 mm nicht überschreiten soll.
  • Schließlich ist an gestanzten Proben von den in der voranstehend beschriebenen Weise erzeugten kaltgewalzten Stahlbändern die Lochaufweitung nach ISO 16630 mit einem Lochdurchmesser von 10 mm mit einer Ziehgeschwindigkeit von 0,8 mm/s bestimmt worden. Sie beträgt mindestens 14 %, idealer Weise mindestens 16 %.
  • In Tabelle 7 sind für die insgesamt 58 in der voranstehend beschriebenen Weise durchgeführten Versuche angegeben, welcher der jeweils in Tabelle 1 angegebenen Stähle verarbeitet worden ist, welche der in Tabelle 2 angegebenen Warmwalzvarianten angewendet worden ist, welche der in Tabelle 3 angegebenen Kaltwalzvarianten zum Einsatz gekommen ist und welche der in den Tabellen 4, 5 und 6 jeweils angegebenen Glühverfahrensvarianten von dem jeweiligen kaltgewalzten Stahlband durchlaufen worden ist. Des Weiteren sind in Tabelle 7 der jeweilige Dressiergrad DG, die mechanischen Eigenschaften und die Zusammensetzung des Gefüges sowie die nach DIN EN ISO 7438 ("V-bend", "U-bend") und DIN ISO 16630 ("Lochaufweitung") ermittelten Eigenschaften angegeben. Tabelle 1
    Stahl C Si Mn P S Al Cr Nb Mo N B Ti Ni Cu Summe
    A 0,162 0,117 1,97 0,013 0,0005 0,379 0,115 0,020 0,003 0,0031 0,0003 0,005 0,019 0,018 2,82
    B 0,154 0,112 1,96 0,012 0,0009 0,380 0,112 0,017 0,019 0,0076 0,0002 0,009 0,069 0,024 2,88
    C 0,124 0,194 2,05 0,011 0,0007 0,353 0,090 0,034 0,009 0,0029 0,0005 0,007 0,024 0,005 2,91
    D 0,171 0,052 1,91 0,018 0,0026 0,340 0,153 0,027 0,003 0,0060 0,0003 0,003 0,032 0,030 2,75
    E 0,143 0,085 2,18 0,008 0,0010 0,272 0,051 0,012 0,094 0,0043 0,0003 0,002 0,044 0,049 2,95
    F 0,169 0,135 1,95 0,017 0,0028 0,210 0,179 0,029 0,025 0,0037 0,0004 0,004 0,026 0,017 2,77
    G 0,174 0,097 1,94 0,010 0,0022 0,481 0,113 0,024 0,038 0,0027 0,0002 0,006 0,014 0,009 2,91
    H 0,152 0,135 2,11 0,006 0,0019 0,371 0,194 0,039 0,050 0,0031 0,0006 0,005 0,018 0,052 3,14
    I 0,164 0,120 1,91 0,014 0,0010 0,067 0,110 0,021 0,004 0,0026 0,0005 0,004 0,017 0,038 2,47
    (alle Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen)
    Tabelle 2
    Warmwalzen
    WAT WET HT
    [°C] [°C] [°C]
    I 1050 920 550
    II 1200 920 550
    III 1150 880 550
    IV 1150 950 580
    V 1150 900 490
    VI 1150 920 610
    VII 1150 920 550
    Tabelle 3
    Kaltwalzen
    WBD KWG KBD
    [mm] [%] [mm]
    a 2,29 65 0,8
    b 2,86 65 1,0
    c 5,00 80 1,0
    d 4,44 55 2,0
    e 5,00 60 2,0
    f 4,00 40 2,4
    Tabelle 4
    Heizzone (Erwärmen) Haltezone (Fertigerwärmen-Halten) Gasjetkühlung (1. Kühlschritt) Zinkbad
    RV TV RF TG tG RE TE tE RB TB
    [°C/s] [°C] [°C/s] [°C] [s] [°C/s] [s] [°C] [°C/s] [°C]
    1.1 18,7 795 1 860 17,2 5,1 505 1,6 460
    1.2 18,3 780 1,2 855 17,2 5,1 500 1,6 455
    1.3 22,9 720 1,9 810 12,3 6,6 475 0,6 465
    1.4 20,9 800 0,6 835 15,5 5,1 515 2,3 455
    1.5 10,4 700 0,9 790 23,6 3,0 460 39,6 0 460
    1.6 34,6 740 2,8 820 8,6 8,9 520 4,5 455
    1.7 38,2 760 3,7 860 8,0 13,6 460 13,4 0 460
    Tabelle 5
    Heizzone (Erwärmen) Haltezone (Fertigerwärmen-Halten) Langsamkühlung (1. Kühlschritt) Schnellkühlung (2. Kühlschritt) Zinkbad
    RV TV RF TG tG RE' TE' RE TE tE" RB TB
    [°C/s] [°C] [°C/s] [°C] [s] [°C/s] [°C] [°C/s] [°C] [s] [°C/s] [°C]
    2.1 7,2 760 0,2 780 1 640 21,1 460 96 460
    2.2 23,9 860 0 860 39 5,9 730 85,9 510 2,3 455
    2.3 6,4 800 0 800 147 2,4 680 40,1 460 69 460
    2.4 11,1 800 0,2 820 3,4 650 25,5 510 1 460
    2.5 12,7 860 0 860 74 4,1 680 46,9 455 45 455
    2.6 15,9 780 1.4 830 7,6 650 15,2 520 0,7 465
    Tabelle 6
    Heizzone (Erwärmen) Haltezone (Fertigerwärmen-Halten) Gasjetkühlung (1. Kühlschritt) Rollenkühlung (2. Kühlschritt) Überalterung
    RV TV RG TG tG RZ' TZ' RZ" TZ" RU TU
    [°C/s] [°C] [°C/s] [°C] [s] [°C/s] [°C] [°C/s] [°C] [°C/s] [°C]
    3.1 2,3 750 0,7 850 - 10,9 550 3,3 470 0,4 290
    3.2 2,3 810 810 170 10,1 500 1,1 470 0,4 260
    3.3 2,9 830 830 140 11,7 560 4,5 470 0,4 320
    3.4 1,7 780 780 220 5,8 550 2,3 470 0,3 290
    3.5 4,3 810 0,2 830 26,2 450 2,4 420 0,5 290
    3.6 5,3 850 850 75 21,7 550 4,2 500 0,9 290
    Tabelle 7 (Teil 1)
    Stahl Warmwalzen Kaltwalzen Glühung D Rp0,2 Rm A80 n-Wert Gefüge [Vol.-%] V-bend U-bend Lochaufweitung
    G [%] [MPa] [MPa] [%] Ferrit Martensit Rest-Austenit Sonstige [minR1/d] [D1]
    1 A I a 1.7 0,6 453 824 18,6 0,131 70 20 9,5 0,5 0,63 0,8 15
    2 A I b 1.1 0,6 475 843 16,7 0,113 60 30 6,5 3,5 1,50 1 16
    3 A I d 1.1 0,6 486 860 17,6 0,133 50 40 8 2 0,75 4 18
    4 A II e 1.2 0,2 442 784 20,4 0,148 80 5 12,5 2,5 0,50 4 25
    5 B II e 1.2 0,6 464 820 19,3 0,151 70 25 5 0 0,25 2 14
    6 B III c 1.5 0,3 444 812 20,9 0,152 70 15 11 4 0,50 2 16
    7 C III f 1.4 0,6 485 829 20,2 0,180 60 30 9 1 0,63 2,4 15
    8 C IV b 1.5 0,6 473 792 20,5 0,175 75 15 7 3 1,00 1 14
    9 D IV a 1.3 0,6 456 782 19,8 0,137 76 10 6,5 8,6 1,25 1,6 17
    10 D V b 1.3 0,6 481 809 17,8 0,131 70 20 8 2 1,00 1 19
    11 E V c 1.5 0,6 443 834 18,8 0,132 65 25 9,5 0,5 1,50 2 19
    12 E VI f 1.6 0,6 482 794 19,5 0,134 80 10 7,5 2,5 0,83 4,8 15
    13 F VI a 1.8 0,6 452 812 17,0 0,116 75 10 10,6 4,5 0,63 0,8 21
    14 F VI f 1.5 0,6 490 795 20,4 0,150 70 20 8,5 1,5 1,04 4,8 16
    15 G VII d 1.3 0,6 454 817 21,4 0,151 65 20 10 5 0,75 4 19
    16 G I e 1.7 0,3 441 813 23,4 0,156 65 15 13,5 6,5 0,60 2 23
    17 H VII a 1.2 0,7 501 849 14,7 0,111 55 36 6,5 3,5 1,25 0,8 15
    18 H VII f 1.2 1,0 535 813 17,0 0,116 80 10 8,5 1,5 0,63 4,8 17
    19 A I b 2.1 0,6 495 843 16,7 0,113 60 30 6 4 0,50 1 15
    20 A I d 2.2 0,6 449 818 19,4 0,138 70 20 7,5 2,5 1,25 4 20
    21 A II e 2.4 0,2 480 817 20,3 0,142 76 15 5 5 1,50 2 14
    22 B II e 2.2 0,6 449 798 20,3 0,157 75 10 14 1 1,00 4 18
    23 B III c 2.5 0,3 459 787 19,1 0,134 70 15 10,5 4,5 1,50 2 20
    24 C III f 2.4 0,6 496 784 20,8 0,192 75 10 15 0 0,63 2,4 24
    25 C IV b 2.5 0,6 485 802 18,0 0,142 80 15 5 0 2,00 2 14
    26 D IV a 2.3 0,6 466 796 19,6 0,135 80 10 8 2 1,25 1,6 19
    27 D V b 2.3 0,6 450 816 18,1 0,113 76 15 9,5 0,5 1,00 1 16
    28 E V c 2.5 0,6 479 842 16,7 0,115 60 35 6 0 1,50 2 15
    29 E VI f 2.5 0,6 461 825 17,3 0,119 65 25 9 1 0,63 2,4 17
    30 F VI a 2.6 0,6 509 804 19,2 0,146 65 20 13,5 1,5 0,63 0,8 16
    Tabelle 7 (Teil 2)
    Stahl Warmwalzen Kaltwalzen Glühung DG Rp0,2 Rm A80 n-Wert Gefüge [Vol.-%] V-bend U-bend Lochaufweitung
    [%] [MPa] [MPa] [%] Ferrit Martensit Rest-Austenit Sonstige [minR1/d] [D1]
    31 F VI f 2.5 0,6 464 794 21,3 0,152 70 10 14,5 5,5 0,83 4,8 21
    32 G VII d 2.3 0,6 495 857 17,4 0,117 50 40 6 4 1,25 4 15
    33 G I e 2.6 0,3 447 832 19,9 0,133 70 20 8,5 1,5 1,00 4 19
    34 H VII a 2.1 0,7 473 833 15,9 0,129 70 20 8 2 1,25 0,8 18
    35 H VII f 2.2 0,9 490 808 17,5 0,120 75 15 7 3 1,04 4,8 19
    36 A I b 3.1 0,6 481 821 21,2 0,150 70 10 14 6 1,00 1 20
    37 A I d 3.2 0,6 538 844 20,5 0,148 65 26 8,5 1,5 0,75 4 19
    38 A II e 3.4 0,2 445 805 20,1 0,146 75 10 9,5 5,5 0,50 4 18
    39 B II e 3.2 0,6 441 785 20,4 0,123 85 8 6,5 3,5 0,50 2 16
    40 B III c 3.5 0,3 524 825 18,4 0,121 70 20 5,6 4,5 1,00 2 15
    41 C III f 3.4 0,6 469 813 18,4 0,126 66 20 10,5 4,5 1,25 2,4 16
    42 C IV b 3.5 0,6 475 801 18,5 0,175 70 15 16 0 0,50 2 24
    43 D IV a 3.3 0,6 497 806 20,3 0,136 75 10 10 6 0,63 1,6 20
    44 D V b 3.3 0,6 497 789 22,1 0,148 70 10 13,5 6,5 0,60 1 22
    45 E V c 3.6 0,6 454 824 17,8 0,115 75 15 7,5 2,5 1,50 1 15
    46 E VI f 3.5 0,6 497 842 17,4 0,114 60 30 7 3 0,83 4,8 14
    47 F VI a 3.6 0,6 506 832 17,8 0,116 65 25 8,6 1,6 1,25 0,8 16
    48 F VI f 3.5 0,6 473 825 20,6 0,144 70 15 12,5 2,5 0,83 4,8 21
    49 G VII d 3.3 0,6 450 837 19,1 0,125 65 25 9 1 1,00 4 17
    50 G I e 3.6 0,3 461 830 18,8 0,130 66 25 8 2 1,25 4 19
    51 H VII a 3.1 0,7 463 803 19,3 0,143 70 15 11 4 1,25 0,8 20
    52 H VII f 3.2 0,9 445 818 17,3 0,122 70 20 5,5 4,6 0,00 2,4 17
    53 I II a 3.1 0,6 438 776 21,6 0,159 80 4 5 17 1,25 1,6 14
    54 I II a 2.1 0,6 427 715 15,8 0,098 90 5 4 1 1,88 3,2 II
    55 I II a 2.2 0,6 507 740 16,0 0,125 75 5 5 15 1,25 2,4 14
    56 I II a 1.1 0,6 517 858 16,6 0,101 50 42 4 4 1,88 3,2 12
    57 I II a 1.2 0,6 439 750 16,1 0,108 85 5 3,6 6,5 1,25 1,6 14
    58 I II a 3.2 0,6 439 760 16,6 0,108 90 3 4 3 1,88 3,22 10

Claims (12)

  1. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das folgende Zusammensetzung in Gew.-% aufweist C: 0,12 - 0,18 %; Si: 0,05 - 0,2 %; Mn: 1,9 - 2,2 %; Al: 0,2 - 0,5 %; Cr: 0,05 - 0,2 %; Nb: 0,01 - 0,06 %;
    Rest Fe und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen, zu denen Gehalte an Phosphor, Schwefel, Stickstoff, Molybdän, Bor, Titan, Nickel und Kupfer mit der Maßgabe gehören, dass für ihre Gehalte jeweils gilt: P: ≤ 0, 02 %, S: ≤ 0,003 %, N: ≤ 0,008 %, Mo: ≤ 0,1 %, B: ≤ 0,0007 %, Ti: ≤ 0,01 %, Ni: ≤ 0,1 %, Cu: ≤ 0,1 %,
    wobei die Summe der Gehalte an C, Si, Mn, Al, Cr und Nb 2,5 - 3,5 Gew.-% beträgt und das ein Gefüge aufweist, das zu 50 - 90 Vol.-% aus Ferrit einschließlich bainitischem Ferrit, zu 5 - 40 Vol.-% aus Martensit, zu bis zu 15 Vol.-% aus Restaustenit und bis zu 10 Vol.-% aus herstellungsbedingt unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen besteht, wobei seine Dehngrenze Rp0,2 mindestens 440 MPa, seine Zugfestigkeit Rm mindestens 780 MPa, seine Bruchdehnung A80 mindestens 14 %, sein n10-20/Ag mindestens 0,1 und sein BH2-Wert mindestens 25 MPa beträgt, jeweils im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892, Probenform 2, Längsproben, ermittelt.
  2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein Mo-Gehalt höchstens 0,05 Gew.-% beträgt.
  3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass sein Gehalt an Restaustenit 6 - 12 Vol.-% beträgt.
  4. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3 beschaffenen kaltgewalzten Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte:
    a) Vergießen eines Stahls folgender Zusammensetzung in Gew.-% zu einem Vorprodukt: C: 0,12 - 0,18 %, Si: 0,05 - 0,2 %, Mn: 1,9 - 2,2 %, Al: 0,2 - 0,5 %, Cr: 0,05 - 0,2 %, Nb: 0,01 - 0,06 %, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, zu denen Gehalte an Phosphor, Schwefel, Stickstoff, Molybdän, Bor, Titan, Nickel und Kupfer mit der Maßgabe gehören, dass für ihre Gehalte jeweils gilt: P: ≤ 0,02%, S: ≤ 0,003%, N: ≤ 0,008%, Mo: ≤ 0,1%, B: ≤ 0,0007 %, Ti: ≤ 0,01 %, Ni: ≤ 0,1 %, Cu ≤ 0,1%, wobei die Summe der Gehalte an C, Si, Mn, Al, Cr und Nb 2,5 - 3,5 Gew.-% beträgt;
    b) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von 2 bis 5,5 mm, wobei die Warmwalzanfangstemperatur 1000 - 1300 °C und die Warmwalzendtemperatur 840 - 950 °C beträgt;
    c) Haspeln des Warmbands zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von 480 - 610 °C;
    d) Kaltwalzen des Warmbands zu einem 0,6 - 2,4 mm dicken kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad 40 - 80 % beträgt;
    e) im kontinuierlichen Durchlauf erfolgendes Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts, wobei
    e.1) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zunächst in einer Vorwärmstufe mit einer Aufheizrate von 0,2 - 45 °C/s auf eine Vorwärmtemperatur von bis zu 870 °C erwärmt wird,
    e.2) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt anschließend in einer Haltestufe über eine Glühdauer von 8 - 260 s bei einer Glühtemperatur von 750 - 870 °C gehalten wird, wobei optional das vorerwärmte Stahlflachprodukt innerhalb der Haltestufe auf die jeweilige Glühtemperatur fertigerwärmt wird,
    e.3) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt nach Ende der Glühdauer mit einer Abkühlrate von 0,5 - 110 K/s abgekühlt wird.
  5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Vorprodukt vor dem Arbeitsschritt b) über eine Aufheizdauer von bis zu 500 Minuten auf die jeweilige Warmwalzanfangstemperatur erwärmt wird.
  6. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Vorprodukt nach dem Arbeitsschritt a) auf die jeweilige Warmwalzanfangstemperatur abgekühlt und unmittelbar anschließend dem Warmwalzen zugeführt wird.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt eine Schmelztauchbeschichtung durchläuft, die sich im kontinuierlichen Durchlauf an den Arbeitsschritt e.3) anschließt, und dass die Temperatur, auf die das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt e.3) abgekühlt wird, 455 - 550 °C beträgt.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt e.3) auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt e.3) in mindestens zwei Abkühlschritten abgekühlt wird.
  10. Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt e.3) auf 250 - 500 °C abgekühlt und in diesem Temperaturbereich für bis zu 760 s gehalten wird, um eine Überalterungsbehandlung durchzuführen, und dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt anschließend fertig abgekühlt wird.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt nach der Abkühlung auf Raumtemperatur elektrolytisch mit einer metallischen Schutzbeschichtung belegt wird.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt abschließend mit einem Dressiergrad von 0,1 - 2,0 % dressiergewalzt wird.
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