EP3027784B1

EP3027784B1 - Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl

Info

Publication number: EP3027784B1
Application number: EP14741788.5A
Authority: EP
Inventors: Thomas Schulz; Marion CALCAGNOTTO; Sascha KLUGE; Sebastian WESTHÄUSER; Tobias KLINKBERG; Thorsten MICHAELIS
Original assignee: Salzgitter Flachstahl GmbH
Current assignee: Salzgitter Flachstahl GmbH
Priority date: 2013-07-30
Filing date: 2014-05-27
Publication date: 2017-08-30
Anticipated expiration: 2034-05-27
Also published as: KR102196079B1; RU2016107030A3; RU2016107030A; RU2666392C2; KR20160039218A; WO2015014333A3; US20160186298A1; WO2015014333A2; US10612113B2; US20180298476A1; EP3027784A2; DE102013013067A1

Description

Die Erfindung betrifft einen hochfesten Mehrphasenstahl gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1.
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warm- und/oder kaltgewalzten Bandes aus einem solchen Stahl gemäß Patentanspruch 13.
Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit einer Zugfestigkeit im Bereich von mindestens 750 MPa bis maximal 920 MPa mit niedrigen Streckgrenzenverhältnissen von maximal 73% zur Herstellung von Bauteilen, die eine hervorragende Umformbarkeit und verbesserte Schweißeigenschaften, wie das Versagensverhalten der Schweißnaht, aufweisen.
Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller ständig, nach Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu suchen. Dabei spielt einerseits die Gewichtsersparnis aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle, andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung im Betrieb wie auch im Crashfall. Dieser Notwendigkeit versuchen die Vormaterial-Lieferanten dadurch Rechnung zu tragen, dass durch die Bereitstellung hochfester bis höchstfester Stähle und die Verringerung der Blechdicke das Gewicht der Fahrzeuge reduziert werden kann bei gleichzeitig verbessertem Umform- und Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb.
Hochfeste bis höchstfeste Stähle ermöglichen leichtere Fahrzeugkomponenten, damit verbunden ist ein geringerer Kraftstoffverbrauch und eine geringere Umweltbelastung durch den reduzierten CO₂-Ausstoß.
Diese Stähle müssen daher vergleichsweise hohen Anforderungen hinsichtlich ihrer Festigkeit und Duktilität, Energieaufnahme und bei ihrer Verarbeitung, wie beispielsweise beim Stanzen, Warm- und Kaltumformen, Schweißen und/oder einer Oberflächenbehandlung, z.B. einer metallischen Veredelung, organischen Beschichtung, oder Lackierung, genügen.
Neu entwickelte Stähle müssen sich daher der verlangten Gewichtsreduzierung, den zunehmenden Materialanforderungen an Dehngrenze, Zugfestigkeit, Verfestigungsverhalten und Bruchdehnung bei guter Umformbarkeit stellen, wie auch den Bauteilanforderungen nach hoher Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, Energieabsorption sowie Verfestigungsvermögen und dem Bake-Hardening-Effekt aber auch einer verbesserten Fügeeignung in Form von z. B. besserer Schweißbarkeit, wie einem verbesserten Versagensverhalten der Schweißnaht (Bruchbild).
Verbesserte Kantenrissunempfindlichkeit bedeutet ein erhöhtes Umformvermögen der Blechkanten und kann beispielsweise durch ein erhöhtes Lochaufweitvermögen beschrieben werden. Dieser Sachverhalt ist unter den Synonymen "Low Edge Crack" (LEC) bzw. "High Hole Expansion" (HHE) bekannt.
Verbesserte Schweißbarkeit wird u. a. durch ein abgesenktes Kohlenstoffäquivalent erreicht. Dafür stehen Synonyme wie "unterperitektisch" (UP) bzw. das bereits bekannte "Low Carbon Equivalent" (LCE). Dabei ist der Kohlenstoffgehalt üblicherweise kleiner 0,120%.
Ein verbessertes Versagensverhalten der Schweißnaht (Bruchbild) wird u. a. durch die Zugabe von Mikrolegierungslementen erreicht.
Mit dem erfindungsgemäßen Stahl ist auch das Ziel verbunden, bereits im Automobilbau verwendete mikrolegierte ferritische Stähle in ihrer Dicke bauteilspezifisch zu verringern, um damit Gewicht einzusparen.
Für eine solche Blechdickenverringerung muss daher ein hochfester Stahl mit ein- oder mehrphasigem Gefüge verwendet werden, um ausreichende Festigkeit der Kraftfahrzeugbauteile sicherzustellen.
Im Fahrzeugbau finden zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen Grundgefüge bestehen, in das eine martensitische Zweitphase eingelagert ist. Es hat sich herausgestellt, dass sich bei kohlenstoffarmen, mikrolegierten Stählen Anteile weiterer Phasen wie Bainit und Restaustenit vorteilhaft z. B. auf das Lochaufweitungsverhalten auswirken. Der Bainit kann hierbei in unterschiedlichen Erscheinungsformen vorliegen.
Die spezifischen Materialeigenschaften der Dualphasenstähle, wie z. B. niedriges Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, starke Kaltverfestigung und gute Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt.
Allgemein findet die Gruppe der Mehrphasenstähle immer mehr Anwendung, hierzu zählen z. B. Komplexphasenstähle, ferritisch-bainitische Stähle, TRIP-Stähle, sowie die vorher beschriebenen Dualphasenstähle, die durch unterschiedliche Gefügezusammensetzungen charakterisiert sind.
Komplexphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle, die kleine Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen eine starke Kornfeinung bewirkt wird.
Diese Komplexphasenstähle besitzen im Vergleich zu Dualphasenstählen höhere Streckgrenzen, ein größeres Streckgrenzenverhältnis, eine geringere Kaltverfestigung und ein höheres Lochaufweitungsvermögen.
Ferritisch-bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die Bainit oder verfestigten Bainit in einer Matrix aus Ferrit und/oder verfestigtem Ferrit enthalten. Die Festigkeit der Matrix wird durch eine hohe Versetzungsdichte, durch Kornfeinung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen bewirkt.
Dualphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem ferritischen Grundgefüge, in dem eine martensitische Zweitphase inselförmig eingelagert ist, möglicherweise auch mit Anteilen von Bainit als Zweitphase. Bei hoher Zugfestigkeit zeigen Dualphasenstähle ein niedriges Streckgrenzenverhältnis und eine starke Kaltverfestigung.
TRIP-Stähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem überwiegend ferritischen Grundgefüge, in dem Bainit und Restaustenit eingelagert ist, der während der Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit.
In Verbindung mit dem Bake-Hardening-Effekt sind hohe Bauteilfestigkeiten erreichbar. Diese Stähle eignen sich sowohl zum Streckziehen als auch zum Tiefziehen. Bei der Materialumformung sind jedoch höhere Blechhalterkräfte und Pressenkräfte erforderlich. Eine vergleichsweise starke Rückfederung ist zu berücksichtigen.
Zu den hochfesten Stählen mit einphasigem Gefüge zählen z. B. bainitische und martensitische Stähle.
Bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse auszeichnen. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung ist eine gute Schweißbarkeit gegeben. Das Gefüge besteht typischerweise aus Bainit. Vereinzelt können geringe Anteile anderer Phasen, wie z B. Martensit und Ferrit, enthalten sein.
Martensitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die durch thermomechanisches Walzen kleine Anteile von Ferrit und/oder Bainit in einem Grundgefüge aus Martensit enthalten. Diese Stahlsorte zeichnet sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse aus. Innerhalb der Gruppe der Mehrphasenstähle weisen die martensitischen Stähle die höchsten Zugfestigkeitswerte auf.
Die Eignung zum Tiefziehen ist beschränkt. Die martensitischen Stähle eignen sich vorwiegend für biegende Umformverfahren, wie Rollformen.
Zum Einsatz kommen hochfeste Stähle u.a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen, als Blechplatinen, Tailored Blanks (geschweißte Platinen) sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder, sogenannte TRB^®'s bzw. Tailored Strips.
Die T ailor R olled B lank Leichtbau-Technologie (TRB^®) ermöglicht eine signifikante Gewichtsreduktion durch eine belastungsangepasste Blechdicke über die Bauteillänge und/oder Stahlsorte.
In der kontinuierlichen Glühanlage findet eine spezielle Wärmebehandlung zur definierten Gefügeeinstellung statt, wo z. B. durch vergleichsweise weiche Bestandteile, wie Ferrit bzw. bainitischer Ferrit, der Stahl seine geringe Streckgrenze und durch seine harten Bestandteile, wie Martensit bzw. kohlenstoffreichen Bainit, seine Festigkeit erhält. Üblicherweise werden kaltgewalzte hochfeste bis höchstfeste Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt werden die Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradienten), entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt.
Zur Einstellung eines Dualphasengefüges wird das gebeizte Warmband in typischen Dicken zwischen 1,50 bis 4,00 mm oder Kaltband in typischen Dicken von 0,50 bis 3,00 mm im Durchlaufglühofen auf eine solche Temperatur aufgeheizt, dass sich während der Rekristallisation und der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung einstellt. Gleiches gilt für die Einstellung eines Stahls mit Komplexphasengefüge, martensitischem, ferritischbainitischem sowie rein bainitischem Gefüge.
Eine Konstanz der Temperatur ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen Band nur schwierig zu erreichen. Dies kann bei Legierungszusammensetzungen mit zu kleinen Prozessfenstern bei der Durchlaufglühung dazu führen, dass z. B. das dünnere Band entweder zu langsam durch den Ofen gefahren wird, wodurch die Produktivität gesenkt wird, oder dass das dickere Band zu schnell durch den Ofen gefahren wird und die notwendigen Glühtemperaturen und Kühlgradienten zur Erreichung des gewünschten Gefüges nicht erreicht werden. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss.
Aufgeweitete Prozessfenster sind notwendig, damit bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich sind.
Besonders gravierend wird das Problem eines sehr engen Prozessfensters bei der Glühbehandlung, wenn belastungsoptimierte Bauteile aus Warmband oder Kaltband hergestellt werden sollen, die über die Bandlänge und Bandbreite (z.B. durch flexibles Walzen) variierende Banddicken aufweisen.
Die Herstellung von TRB^®s mit Mehrphasengefüge ist mit heute bekannten Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühanlagen für stark variierende Banddicken allerdings nicht ohne Mehraufwand, wie z. B. einer zusätzlichen Wärmebehandlung vor dem Kaltwalzen, möglich. In Bereichen unterschiedlicher Banddicke, d. h. bei Vorliegen unterschiedlicher Kaltabwalzgrade kann aufgrund eines bei den gängigen legierungsspezifisch engen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefälles kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.
Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird z. B. in der DE 100 37 867 A1 beschrieben. Ein DP-Stahl für den Fahrzeuhbau wird auch in der EP 1 548 142 offenbart.
Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Warm- oder Kaltbandes schmelztauchverzinkt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einem dem Verzinkungsbad vorgeschalteten Durchlaufglühofen.
Auch bei Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.
Entscheidende Prozessparameter sind somit die Einstellung der Glühtemperaturen und der Geschwindigkeit, wie auch der Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradient) bei der Durchlaufglühung, da die Phasenumwandlung temperatur- und zeitabhängig abläuft. Je unempfindlicher der Stahl in Bezug auf die Gleichmäßigkeit der mechanischen Eigenschaften bei Änderungen im Temperatur- und Zeitverlauf bei der Durchlaufglühung ist, desto größer ist somit das Prozessfenster.
Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern unterschiedlicher Dicke mit dem bekannten Legierungskonzept für einen Mehrphasenstahl besteht das Problem, dass mit der dort getesteten Legierungszusammensetzung zwar die geforderten mechanischen Eigenschaften erfüllt werden, jedoch nur ein enges Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden ist, um bei Querschnittssprüngen ohne Anpassung der Prozessparameter gleichmäßige mechanische Eigenschaften über die Bandlänge einstellen zu können.
Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte für die Gruppe der Mehrphasenstähle ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich, über die gesamte Bandlänge und Bandbreite gleichmäßige mechanische Eigenschaften zu erreichen.
Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus Mehrphasenstählen bekannter Zusammensetzungen weisen wegen des zu kleinen Prozessfensters die Bereiche mit geringerer Banddicke aufgrund der Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung entweder zu hohe Festigkeiten durch zu große Martensitanteile auf oder die Bereiche mit größerer Banddicke erreichen zu geringe Festigkeiten durch zu geringe Martensitanteile. Homogene mechanisch-technologische Eigenschaften über die Bandlänge oder -breite sind mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen.
Das Ziel, die resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und Bandlänge durch die gesteuerte Einstellung der Volumenanteile der Gefügebestandteile zu erreichen, hat oberste Priorität und ist deshalb nur durch ein vergrößertes Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte für Mehrphasenstähle sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb zur Lösung der vorliegenden Problematik, insbesondere bei flexibel gewalzten Bändern, ungeeignet. Mit den bekannten Legierungskonzepten sind derzeit nur Stähle einer Festigkeitsklasse mit definierten Querschnittsbereichen (Banddicke und Bandbreite) darstellbar, so dass für unterschiedliche Festigkeitsklassen und/oder Querschnittsbereiche veränderte Legierungskonzepte notwendig sind.
Stand der Technik ist, dass eine Zunahme der Festigkeit durch das mengenmäßige Steigern von Kohlenstoff und/oder Silizium und/oder Mangan (Mischkristallhärtung) und eine Zunahme der Festigkeit über die Gefügeeinstellungen bei angepasster Temperaturführung erreicht wird.
Durch die Mengensteigerung der vorgenannten Elemente verschlechtern sich jedoch zunehmend die Materialverarbeitungseigenschaften, beispielsweise beim Schweißen, Umformen und Schmelztauchveredeln, aber auch die industrielle Herstellung in allen Prozessstufen, wie Stahlerzeugung, Warmwalzen, Beizen, Kaltwalzen und Wärmebehandlung mit/ohne Schmelztauchveredelung, stellt größere Anforderungen an die einzelnen Anlagen dar.
Bei der Stahlherstellung zeigt sich ein Trend zur Reduzierung des Kohlenstoffäquivalents, um eine verbesserte Kaltverarbeitung sowie bessere Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
Zur Beschreibung und Quantifizierung der Bandverarbeitung, insbesondere des Kantenrissverhaltens, findet der Lochaufweitungstest nach ISO 16630 als ein von mehreren möglichen Prüfverfahren Anwendung.
Aber auch die Schweißeignung, charakterisiert unter anderem durch das Kohlenstoffäquivalent, rückt weiter in den Fokus.
Beispielsweise werden in den nachfolgenden Kohlenstoffäquivalenten

CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40
PCM = C + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5 B

Silizium spielt bei der Berechnung des Kohlenstoffäquivalents eine untergeordnete Rolle. Dies ist in Bezug auf die Erfindung von entscheidender Bedeutung. Die Absenkung des Kohlenstoffäquivalents durch geringere Gehalte an Kohlenstoff und vor allem Mangan soll durch die Anhebung des Silizium-Gehalts kompensiert werden. Somit werden bei gleichen Festigkeiten die Kantenrissunempfindlichkeit sowie die Schweißeignung verbessert.
Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) von unter 65 ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen. Es gibt dem Konstrukteur Auskunft über den Abstand zwischen einsetzender plastischer Deformation und Versagen des Werkstoffes bei quasistatischer Beanspruchung. Dementsprechend stellen niedrigere Streckgrenzenverhältnisse einen größeren Sicherheitsabstand zum Bauteilversagen dar.
Ein höheres Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) von über 65, wie es für Komplexphasenstähle typisch ist, zeichnet sich auch durch den Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten der einzelnen Gefügebestandteile und das feinere Gefüge zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt.
Bezüglich der Streckgrenze gibt es in den Normen einen Überlappungsbereich in dem eine Zuordnung sowohl zu Komplex- als auch zu Dualphasenstählen möglich ist.
Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit Mindestzugfestigkeiten von 750 MPa ist sehr vielfältig und zeigt sehr große Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Phosphor, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän, wie auch in der Zugabe von Mikrolegierungen, wie Titan, Niob, Vanadium und/oder Bor, sowie in den materialcharakterisierenden Eigenschaften.
Das Abmessungsspektrum ist breit und liegt im Dickenbereich von etwa 0,50 bis 4,00 mm. Es finden überwiegend Bänder bis etwa 1850 mm Anwendung, aber auch Spaltbandabmessungen, die durch Längsteilen der Bänder entstehen. Bleche bzw. Tafeln werden durch Querteilen der Bänder gefertigt.
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues Legierungskonzept für einen hochfesten Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 750 bis 920 MPa längs und quer zur Walzrichtung, vorzugsweise mit einem Dualphasengefüge und einem Streckgrenzenverhältnis von höchstens 73%, zu schaffen, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern so erweitert werden kann, dass neben Bändern mit unterschiedlichen Querschnitten auch Stahlbänder mit über Bandlänge und ggf. Bandbreite variierender Dicke, und den damit entsprechend variierenden Kaltabwalzgraden, mit möglichst homogenen mechanisch-technologischen Eigenschaften erzeugt werden können. Außerdem soll die Schmelztauchveredelung (Feuerverzinkbarkeit) des Stahls gewährleistet sein und ein Verfahren zur Herstellung eines aus diesem Stahl hergestellten Bandes angegeben werden.

Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe gelöst durch einen Stahl mit folgenden Gehalten in Gewichts-%:

C	≥ 0,075 bis ≤ 0,105
Si	≥ 0,600 bis ≤ 0,800
Mn	≥ 1,000 bis ≤ 1,90
Cr	≥ 0,100 bis ≤ 0,700
Al	≥ 0,010 bis ≤ 0,060
N	≥ 0,0020 bis ≤ 0,0120
S	≤ 0,0030
Nb	≥ 0,005 bis ≤ 0,050
Ti	≥ 0,005 bis ≤ 0,050
B	≥ 0,0005 bis ≤ 0,0040
Mo	≤ 0,200
Cu	≤ 0,040%
Ni	≤ 0,040%

Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente, die stahlerschmelzungsbedingte Verunreinigungen darstellen.
Der erfindungsgemäße Stahl ist sehr gut geeignet für eine Schmelztauchveredelung und weist ein deutlich vergrößertes Prozessfenster im Vergleich zu den bekannten Stählen auf. Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kalt- und Warmband mit Dual- bzw. Mehrphasengefüge. Daher können für durchlaufgeglühte Warm- oder Kaltbänder homogenere mechanisch-technologische Eigenschaften im Band auch bei unterschiedlichen Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern eingestellt werden.
Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen Bandquerschnitten wie auch für Bänder mit variierender Banddicke über Bandlänge bzw. Bandbreite. Beispielsweise ist damit eine Prozessierung in ausgewählten Dickenbereichen möglich (z.B. kleiner 1,00 mm Banddicke, 1,00 mm bis 2,00 mm Banddicke und 2,00 mm bis 4,00 mm Banddicke).
Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren erzeugte höherfeste Warm- oder Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Banddicken erzeugt, können aus diesem Material vorteilhaft belastungsoptimierte Bauteile umformtechnisch hergestellt werden.
Das erzeugte Material kann sowohl als Kalt- als auch als Warmband sowie als kaltnachgewalztes Warmband über eine Feuerverzinkungslinie oder eine reine Durchlaufglühanlage erzeugt werden, dies im dressierten und undressierten, im streckbiegegerichteten und nicht streckbiegegerichteten und auch im wärmebehandelten (überalterten) Zustand.
Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung können Stahlbänder durch eine interkritische Glühung zwischen A_c1 und A_c3 bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über A_c3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung erzeugt werden, die zu einem Dual- bzw. Mehrphasengefüge führt.
Als vorteilhaft haben sich Glühtemperaturen von etwa 700 bis 950°C herausgestellt. Abhängig von dem Gesamtprozess gibt es unterschiedliche Ansätze zur Realisierung der Wärmebehandlung.
Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das Band ausgehend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abgekühlt. Optional kann vorab mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine vorherige Zwischentemperatur von 300 bis 500°C abgekühlt werden. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt abschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (Variante 1, Figur 6a ).
Bei einer Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Die Kühlung wie oben beschrieben wird vor dem Eintritt in das Schmelzbad angehalten und erst nach dem Austritt aus dem Bad bis zum Erreichen der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt. Abhängig von der Schmelzbadtemperatur ergibt sich dabei eine Haltetemperatur im Schmelzbad von ca. 400 bis 470°C. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (Variante 2, Figur 6b ).
Die zweite Variante der Temperaturführung bei der Schmelztauchveredelung beinhaltet das Halten der Temperatur für ca. 1 bis 20 s bei der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 350°C und ein anschließendes Wiedererwärmen auf die zur Schmelztauchveredelung benötigte Temperatur von ca. 400 bis 470°C. Das Band wird nach der Veredelung wieder auf ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Die Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (Variante 3, Figur 6c ).
Bei klassischen Dualphasenstählen sind neben Kohlenstoff auch Mangan, Chrom und Silizium für die Umwandlung von Austenit zu Martensit verantwortlich. Erst die erfindungsgemäße Kombination der in den angegebenen Grenzen zulegierten Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan und Chrom sichert einerseits die geforderten mechanischen Eigenschaften von Mindestzugfestigkeiten von 750 MPa und Streckgrenzenverhältnisse von unterhalb 73,0% bei gleichzeitig deutlich verbreitertem Prozessfenster bei der Durchlaufglühung.
Bei Versuchen hat sich gezeigt, dass insbesondere die Zugabe von Silizium in Gehalten von 0,600 - 0,800% geeignet ist, ein breites Prozessfenster für ein großes Abmessungsspektrum zu ermöglichen und die geforderte Zugfestigkeit von mindestens 750 MPa für Warmband und mindestens 780 MPa für kaltnachgewalztes Warmband und Kaltband zu erreichen.
Werkstoffcharakteristisch ist auch, dass durch die Zugabe von Mangan mit ansteigenden Gewichtsprozenten das Ferritgebiet zu längeren Zeiten und tieferen Temperaturen während der Abkühlung verschoben wird. Die Anteile von Ferrit werden dabei durch erhöhte Anteile von Bainit je nach Prozessparameter mehr oder weniger stark reduziert.
Durch die Einstellung eines niedrigen Kohlenstoffgehaltes von ≤ 0,105% kann das Kohlenstoffäquivalent reduziert werden, wodurch die Schweißeignung verbessert und zu große Aufhärtungen beim Schweißen vermieden werden. Beim Widerstandspunktschweißen kann darüber hinaus die Elektrodenstandzeit deutlich erhöht werden.
Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher beschrieben. Die Mehrphasenstähle sind typischerweise chemisch so aufgebaut, dass Legierungselemente mit und auch ohne Mikrolegierungselemente kombiniert werden. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung wenn notwendig berücksichtigt.
Begleitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind, bzw. herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen.
Wasserstoff (H) kann als einziges Element ohne Gitterverspannungen zu erzeugen durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im Eisengitter relativ beweglich ist und während der Verarbeitung des Stahls verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden.
Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstofffallen und können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen.
Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten Delayed-Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als Grund genannt.
Ein gleichmäßigeres Gefüge, das bei dem erfindungsgemäßen Stahl u.a. durch sein aufgeweitetes Prozessfenster erzielt wird, vermindert die Anfälligkeit gegenüber einer Wasserstoffversprödung.
Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase, bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren.
Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum Einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum Anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes über Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen.
Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Phosphor (P) ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit.
Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Löslichkeit im erstarrenden Medium stark zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300°C herauf. Während des Warmwalzens können oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu Bruchaufreißungen führen.
In einigen Stählen wird er allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0,1%) als Mikrolegierungselement verwendet beispielsweise in höherfesten IF-Stählen ( i nterstitial f ree), Bake-Hardening-Stählen oder auch in einigen Legierungskonzepten für Dualphasenstähle. Der erfindungsgemäße Stahl unterscheidet sich von bekannten Analysenkonzepten, die Phosphor als Mischkristallbildner verwenden (z. B. EP 2 412 842 A1 oder EP 2 128 295 A1 ), unter anderem dadurch, dass Phosphor nicht zulegiert wird.
Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z.B. durch eine Vakuumbehandlung). Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt.
Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z. B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilte Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung).
Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf ≤ 0,0030%, vorteilhaft auf ≤ 0,0020% bzw. optimal auf ≤ 0,0010% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge und dem Lösungszustand im Werkstoff ab.
Die Zusammenhänge können demnach durchaus vielseitig und komplex sein. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.
Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung bis zu 2,06% wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei Dualphasenstählen für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung beträgt sein Anteil gemäß EN 10346 bzw. VDA 239-100 maximal 0,230%, ein Mindestwert ist nicht vorgegeben.
Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im α-Eisen maximal 0,02% und im γ-Eisen maximal 2,06%. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich und ist damit unerlässlich für die Bildung einer ausreichenden Menge an Martensit. Zu hohe Kohlenstoffgehalte erhöhen jedoch den Härteunterschied zwischen Ferrit und Martensit und schränken die Schweißbarkeit ein.
Um die Anforderungen an eine hohe Lochaufweitung zu erfüllen, enthält der erfindungsgemäße Stahl Kohlenstoffgehalte kleiner 0,105%.
Durch die unterschiedliche Löslichkeit des Kohlenstoffs in den Phasen werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des Austenitgebiets zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelöstem Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase.
Kohlenstoff bildet zudem Karbide. Ein nahezu in jedem Stahl vorkommender Vertreter ist der Zementit (Fe₃C). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sonderkarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit und Lochaufweitung sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,075% und der maximale C-Gehalt auf 0,105% festgelegt.
Silizium (Si) bindet beim Vergießen Sauerstoff und wird daher zur Beruhigung des Stahls verwendet. Wichtig für die späteren Stahleigenschaften ist, dass der Seigerungskoeffizient deutlich geringer ist als z. B. der von Mangan (0,16 im Vergleich zu 0,87). Seigerungen führen allgemein zu einer zeiligen Anordnung der Gefügebestandteile, welche die Umformeigenschaften, z. B. die Lochaufweitung, verschlechtern.
Werkstoffcharakteristisch bewirkt die Zugabe von Silizium eine starke Mischkristallverfestigung. Überschlägig bewirkt eine Zugabe von 0,1% Silizium eine Erhöhung der Zugfestigkeit um ca. 10 MPa, wobei bis zu 2,2% Silizium die Dehnung nur geringfügig verschlechtert wird. Dabei wurden unterschiedliche Blechdicken und Glühtemperaturen betrachtet. Die Steigerung von 0,2% auf 0,6% Silizium bewirkte eine Festigkeitszunahme von ca. 20 MPa in der Streckgrenze und ca. 70 MPa in der Zugfestigkeit. Die Bruchdehnung nimmt dabei nur um etwa 2% ab. Letzteres liegt unter anderem daran, dass Silizium die Löslichkeit von Kohlenstoff im Ferrit herabsetzt, wodurch der Ferrit weicher wird, was wiederum die Umformbarkeit verbessert. Außerdem verhindert Silizium die Bildung von Karbiden, welche als spröde Phasen die Duktilität mindern. Durch die geringe festigkeitssteigernde Wirkung von Silizium innerhalb der Spanne des erfindungsgemäßen Stahles wird die Grundlage für ein breites Prozessfenster geschaffen.
Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten und Temperaturen verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der Abschreckung ermöglicht. Beim Warmwalzen wird dadurch eine Grundlage für eine verbesserte Kaltwalzbarkeit geschaffen. Beim Verzinken wird durch die beschleunigte Ferritbildung der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und somit stabilisiert. Da Silizium die Karbidbildung behindert, wird der Austenit zusätzlich stabilisiert. Somit lässt sich bei der beschleunigten Abkühlung die Bildung von Bainit zugunsten von Martensit unterdrücken.
Gemäß den Patentansprüchen sind weitere besondere Eigenschaften des Siliziums zu erwähnen. Die oben beschriebene Verzögerung der Karbidbildung könnte z. B. auch durch Aluminium herbeigeführt werden. Aluminium bildet jedoch stabile Nitride, so dass nicht ausreichend Stickstoff für die Bildung von Karbonitriden mit Mikrolegierungselementen zur Verfügung steht. Durch die Legierung mit Silizium besteht dieses Problem nicht, da Silizium weder Karbide noch Nitride bildet. Somit wirkt sich Silizium indirekt positiv auf die Ausscheidungsbildung durch Mikrolegierungen aus, die sich wiederum positiv auf die Festigkeit des Werkstoffs auswirken. Da die Erhöhung der Umwandlungstemperaturen durch Silizium tendenziell Kornvergröberung begünstigt, ist eine Mikrolegierung mit Niob, Titan und Bor besonders zweckmäßig.
Beim Warmwalzen soll es bekanntermaßen bei höher siliziumlegierten Stählen zur Bildung von stark haftendem rotem Zunder und zu erhöhter Gefahr von Zundereinwalzungen kommen, was Einfluss auf das anschließende Beizergebnis und die Beizproduktivität haben kann. Dieser Effekt konnte beim erfindungsgemäßen Stahl mit 0,600 bis 0,800% Silizium nicht festgestellt werden, wenn die Beizung vorteilhaft mit Salzsäure statt mit Schwefelsäure durchgeführt wird.
Bezüglich der Verzinkbarkeit siliziumhaltiger Stähle wird u.a. in der DE 196 10 675 C1 ausgeführt, dass Stähle mit bis zu 0,800% Silizium bzw. bis zu 2,000% Silizium nicht feuerverzinkbar seien aufgrund der sehr schlechten Benetzbarkeit der Stahloberfläche mit dem flüssigen Zink.
Neben der Rekristallisation des walzharten Bandes bewirken die atmosphärischen Bedingungen während der Glühbehandlung in einer kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsanlage eine Reduktion von Eisenoxid, das sich z. B. beim Kaltwalzen oder infolge der Lagerung bei Raumtemperatur auf der Oberfläche ausbilden kann. Für sauerstoffaffine Legierungsbestandteile, wie z. B. Silizium, Mangan, Chrom, Bor ist die Gasatmosphäre jedoch oxidierend mit der Folge, dass eine Segregation und selektive Oxidation dieser Elemente auftreten kann. Die selektive Oxidation kann sowohl extern, das heißt auf der Substratoberfläche, als auch intern innerhalb der metallischen Matrix stattfinden.
Es ist bekannt, dass insbesondere Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundiert und alleine oder zusammen mit Mangan Oxide an der Stahloberfläche bildet. Diese Oxide können den Kontakt zwischen Substrat und Schmelze unterbinden und die Benetzungsreaktion verhindern bzw. deutlich verschlechtern. Hierdurch können unverzinkte Stellen, so genannte "Bare Spots" oder sogar großflächige Bereiche ohne Beschichtung auftreten. Desweiteren kann durch eine verschlechterte Benetzungsreaktion mit der Folge einer unzureichenden Hemmschichtausbildung die Adhäsion der Zink- bzw. Zinklegierungsschicht auf dem Stahlsubstrat vermindert werden. Die oben genannten Mechanismen treffen auch bei gebeiztem Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband zu.
Entgegen dieses allgemeinen Fachwissens wurde im Rahmen von Versuchen überraschend festgestellt, dass allein durch eine geeignete Ofenfahrweise beim Rekristallisationsglühen und beim Durchlaufen des Zinkbades eine gute Verzinkbarkeit des Stahlbandes und eine gute Zinkhaftung erreicht werden kann.
Hierzu ist zunächst sicherzustellen, dass die Bandoberfläche durch eine chemischmechanische bzw. thermisch-hydromechanische Vorreinigung frei von Zunderresten, Beiz- bzw. Walzöl oder anderen Schmutzpartikeln ist. Um zu verhindern, dass Siliziumoxide an die Bandoberfläche gelangen, sind ferner Methoden zu ergreifen, die die innere Oxidation der Legierungselemente unterhalb der Werkstoffoberfläche fördern. Abhängig von der Anlagenkonfiguration kommen hier unterschiedliche Maßnahmen zur Anwendung.
Bei einer Anlagenkonfiguration, bei der der Glühprozessschritt ausschließlich in einem Strahlrohrofen (radiant tube furnace: RTF) durchgeführt wird (siehe Verfahren 3 in der Figur 6c ), kann die innere Oxidation der Legierungselemente durch Einstellung des Sauerstoffpartialdrucks der Ofenatmosphäre (N₂-H₂-Schutzgasatmosphäre) gezielt beeinflusst werden. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt. $- 12 > {Log pO}_{2} \geq - 5 * {Si}^{- 0, 25} - 3 * {Mn}^{- 0, 5} - 0, 1 * {Cr}^{- 0, 5} - 7 * {(- InB)}^{0, 5}$
Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Massen-% und pO₂ den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
Bei einer Anlagenkonfiguration, in der der Ofenbereich aus einer Kombination von einem direkt befeuerten Ofen (direct fired furnace: DFF bzw. non-oxidizing furnace: NOF) und einem nachfolgenden Strahlrohrofen besteht (siehe Verfahren 2 in der Figur 6b ), lässt sich die selektive Oxidation der Legierungselemente ebenfalls über die Gasatmosphären der Ofenbereiche beeinflussen.
Über die Verbrennungsreaktion im NOF lässt sich der Sauerstoffpartialdruck und damit das Oxidationspotential für Eisen und die Legierungselemente einstellen. Dieses ist so einzustellen, dass die Oxidation der Legierungselemente intern, unterhalb der Stahloberfläche stattfindet und sich ggfs. eine dünne Eisenoxidschicht auf der Stahloberfläche nach dem Durchlauf des NOF-Bereichs ausbildet. Erreicht wird dies z. B. über Reduzierung des CO-Werts unter 4%.
Im nachfolgenden Strahlrohrofen wird unter N₂-H₂-Schutzgasatmosphäre die ggfs. gebildete Eisenoxidschicht reduziert und gleichermaßen die Legierungselemente weiter intern oxidiert. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck in diesem Ofenbereich muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt. $- 18 > {Log pO}_{2} \geq - 5 * {Si}^{- 0, 3} - 2, 2 * {Mn}^{- 0, 45} - 0, 1 * {Cr}^{- 0, 4} - 12, 5 * {(- InB)}^{0, 25}$
Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Massen-% und pO₂ den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
Im Übergangsbereich zwischen Ofen → Zinkpott (Rüssel) ist der Taupunkt der Gasatmosphäre (N₂-H₂-Schutzgasatmosphäre) und damit der Sauerstoffpartialdruck so einzustellen, dass eine Oxidation des Bandes vor dem Eintauchen in das Schmelzbad vermieden wird. Als vorteilhaft haben sich Taupunkte im Bereich von -30 bis -40°C herausgestellt
Durch die oben beschriebenen Maßnahmen im Ofenbereich der kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsanlage wird die oberflächliche Ausbildung von Oxiden verhindert und eine gleichmäßige, gute Benetzbarkeit der Bandoberfläche mit der flüssigen Schmelze erzielt.
Wird anstelle des Feuerverzinkens die Verfahrensroute kontinuierliches Glühen mit nachfolgender elektrolytischer Verzinkung gewählt (siehe Verfahren 1 in Figur 6a ), sind keine besonderen Vorkehrungen notwendig um die Verzinkbarkeit zu gewährleisten. Es ist bekannt, dass die Verzinkung höherlegierter Stähle wesentlich einfacher durch elektrolytische Abscheidung als durch kontinuierliche Schmelztauchverfahren realisierbar ist. Beim elektrolytischen Verzinken wird reines Zink direkt an der Bandoberfläche abgeschieden. Um den Elektronenstrom zwischen Stahlband und den Zink-Ionen und damit die Verzinkung nicht zu behindern, muss gewährleistet sein, dass keine flächendeckende Oxidschicht auf der Bandoberfläche vorhanden ist. Diese Bedingung wird in der Regel durch eine standardmäßige reduzierende Atmosphäre während der Glühung und eine Vorreinigung vor der Elektrolyse gewährleistet.
Um ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung und eine ausreichende Verzinkbarkeit sicherzustellen, werden der minimale Si-Gehalt auf 0,600% und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,800% festgelegt.
Mangan (Mn) wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die α-/γ-Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen.
Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Mehrphasenstählen, wie z. B. Dualphasenstählen ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
Gleichzeitig wird jedoch durch die Zugabe von Mangan das Härteverhältnis zwischen Martensit und Ferrit erhöht. Außerdem wird die Zeiligkeit des Gefüges verstärkt. Ein hoher Härteunterschied zwischen den Phasen und die Ausbildung von Martensitzeilen haben ein niedrigeres Lochaufweitvermögen zur Folge, was gleichbedeutend mit einer erhöhten Kantenrissempfindlichkeit ist.
Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Silizium und Aluminium) können Manganoxide (z. B. MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z.B. Mn₂SiO₄) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher globulare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Mn-Oxiden bzw. Mn-Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert.
Der Mangan-Gehalt wird aus den genannten Gründen auf 1,000 bis 1,900% festgelegt.
Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft eine querschnittsabhängige Differenzierung des Mangangehaltes einzuhalten. Bei einer Banddicke < 1,00 mm liegt der Mangan-Gehalt bevorzugt bei ≤ 1,500%, bei Banddicken von 1,00 bis 2,00 mm bei ≤ 1,750% und bei Banddicken > 2,00 mm bei ≥ 1,500%.
Eine weitere Besonderheit der Erfindung ist, dass die Variation des Mangan-Gehalts durch gleichzeitige Veränderung des Silizium-Gehalts kompensiert werden kann. Die Festigkeitssteigerung (hier die Streckgrenze, engl. yield stress, YS) durch Mangan und Silizium wird im Allgemein gut durch die Pickering-Gleichung beschrieben: $YS (MPa) = 53, 9 + 32, 34 [% Mn] + 83, 16 [% Si] + 354, 2 [% N] + 17, 402 d^{(- 1 / 2)}$
Diese beruht jedoch vorrangig auf dem Effekt der Mischkristallhärtung, der nach dieser Gleichung für Mangan schwächer ist als für Silizium. Gleichzeitig erhöht Mangan jedoch, wie oben erwähnt, die Härtbarkeit deutlich, wodurch sich bei Mehrphasenstählen der Anteil an festigkeitssteigernder Zweitphase signifikant erhöht. Daher ist die Zugabe von 0,1% Silizium in erster Näherung mit der Zugabe von 0,1% Mangan im Sinne der Festigkeitserhöhung gleichzusetzen. Für einen Stahl der erfindungsgemäßen Zusammensetzung und einer Glühung, die die erfindungsgemäßen Zeit-Temperatur-Parameter einschließt, hat sich auf empirischer Grundlage folgender Zusammenhang für die Streckgrenze (YS) und die Zugfestigkeit (engl. tensile strength, TS) ergeben: $YS (MPa) = 160, 7 + 147, 9 [% Si] + 161, 1 [% Mn]$
$TS (MPa) = 324, 8 + 189, 4 [% Si] + 174, 1 [% Mn]$
Im Vergleich zur Pickering-Gleichung sind die Koeffizienten von Mangan und Silizium sowohl für die Streckgrenze als auch für die Zugfestigkeit annähernd gleich, wodurch die Möglichkeit der Substitution von Mangan durch Silizium bewiesen ist.
Chrom (Cr) kann einerseits in gelöster Form schon in geringen Mengen die Härtbarkeit von Stahl erheblich steigern. Andererseits bewirkt Chrom bei entsprechender Temperaturführung in Form von Chromkarbiden eine Teilchenverfestigung. Die damit verbundene Erhöhung der Anzahl von Keimstellen bei gleichzeitig gesenktem Gehalt an Kohlenstoff führt zu einer Herabsetzung der Härtbarkeit.
In Dualphasenstählen wird durch die Zugabe von Chrom hauptsächlich die Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensitstarttemperatur.
Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert, so dass es im Zinkbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt.
Chrom ist zudem ein Karbidbildner. Sollten Chrom-Eisen-Mischkarbide vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die Chromkarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen.
Chrom neigt ebenfalls dazu während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahloberfläche zu bilden, wodurch sich die Verzinkungsqualität verschlechtern kann. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Cr-Oxiden bzw. Cr-Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert
Der Chrom-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,100 bis 0,700% festgelegt.
Bezüglich der Einhaltung der geforderten mechanischen Eigenschaften ist der Gesamtgehalt von Mn + Si + Cr ebenfalls vorteilhaft blechdickenabhängig einzuhalten. Als günstig hat sich bei Blechdicken von ≤ 1,00 mm ein Summengehalt von ≥ 2,40 bis ≤ 2,70%, bei Blechdicken von 1,00 bis 2,00 mm ein Summengehalt von ≥ 2,60 bis ≤ 2,90% und bei Blechdicken ≥ 2,00 mm ein Summengehalt von ≥ 2,80 bis ≤ 3,10% herausgestellt.
Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän führt ähnlich wie der von Chrom und Mangan zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Gleichzeitig ist Molybdän ein starker Karbildbildner, der fein verteilte Mischkarbide, u. a. auch mit Titan, entstehen lässt. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Zinkbad keine Festigkeitsverluste zu erwarten sind. Molybdän wirkt außerdem über Mischkristallhärtung, ist dabei allerdings weniger effektiv als Mangan und Silizium.
Der Gehalt an Molybdän wird üblicherweise bis auf die unvermeidbaren, stahlbegleitenden Mengen begrenzt. Wenn bei bestimmten Prozessparametern ein zusätzlicher Festigkeitsgewinn notwendig ist, kann Molybdän optional bis 0,200% zulegiert werden.
Kupfer (Cu): Der Zusatz von Kupfer kann die Zugfestigkeit sowie die Einhärtbarkeit steigern. In Verbindung mit Nickel, Chrom und Phosphor kann Kupfer eine schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden, die die Korrosionsrate deutlich reduzieren kann.
In Verbindung mit Sauerstoff kann Kupfer an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Kupfer ist deshalb bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Andere Legierungselemente wie z. B. Nickel (Ni) oder Zinn (Sn) sind in ihren Gehalten auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Aluminium (Al) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Der Sauerstoff und Stickstoff wird so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie Festigkeitswerte steigern.
Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren Temperaturen gebildet.
In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit im Dualphasenstahl. Es unterdrückt zudem die Karbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird Aluminium auch als Legierungselement in Restaustenitstählen (TRIP-Stählen) verwendet, um einen Teil des Siliziums zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Aluminium etwas weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion ist als Silizium.
Der Aluminium-Gehalt wird deshalb auf 0,010 bis maximal 0,060% begrenzt und wird zur Beruhigung des Stahles zugegeben.
Niob (Nb): Niob wirkt in Stahl auf unterschiedliche Weise. Beim Warmwalzen in der Fertigstraße verzögert es durch die Bildung von feinstverteilten Ausscheidungen die Rekristallisation, wodurch die Keimstellendichte erhöht wird und nach der Umwandlung ein feineres Korn entsteht. Auch der Anteil an gelöstem Niob wirkt rekristallisationshemmend. Die Ausscheidungen wirken im finalen Produkt festigkeitssteigernd. Diese können Karbide oder Karbonitride sein. Häufig handelt es sich um Mischkarbide, in die auch Titan eingebaut wird. Dieser Effekt beginnt ab 0,005% und wird ab 0,010% Niob am deutlichsten. Die Ausscheidungen verhindern außerdem das Kornwachstum während der (Teil)Austenitisierung in der Feuerverzinkung. Oberhalb von 0,050% Niob ist kein zusätzlicher Effekt zu erwarten, daher stellt dies die oberste Grenze in der Erfindung dar.
Titan (Ti): Aufgrund seiner hohen Affinität zu Stickstoff wird Titan bei der Erstarrung vorrangig als TiN ausgeschieden. Außerdem tritt es zusammen mit Niob als Mischkarbid auf. TiN kommt eine hohe Bedeutung für die Korngrößenstabilität im Stoßofen zu. Die Ausscheidungen besitzen eine hohe Temperaturstabilität, so dass sie, im Gegensatz zu den Mischkarbiden, bei 1200°C größtenteils als Partikel vorliegen, die das Kornwachstum behindern. Auch Titan wirkt verzögernd auf die Rekristallisation während des Warmwalzens, ist dabei jedoch weniger effektiv als Niob. Titan wirkt durch Ausscheidungshärtung. Die größeren TiN-Partikel sind dabei weniger effektiv als die feiner verteilten Mischkarbide. Die beste Wirksamkeit wird im Bereich von 0,005 bis 0,050% Titan erzielt, daher stellt dies die erfindungsgemäße Legierungsspanne dar. Der Anteil an Titan ist dabei abhängig von der Zugabe von Bor (siehe unten).
Vanadium (V): Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Vanadium nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Vanadium bis auf unvermeidbare stahlbegleitende Mengen begrenzt.
Bor (B): Bor ist ein extrem effektives Legierungsmittel zur Härtbarkeitssteigerung, das bereits in sehr geringen Mengen (ab 5 ppm) wirksam wird. Die Martensitstarttemperatur bleibt dabei unbeeinflusst. Um wirksam zu werden, muss Bor in fester Lösung vorliegen. Da es eine hohe Affinität zu Stickstoff hat, muss der Stickstoff zunächst abgebunden werden, vorzugsweise durch die stöchiometrisch notwendige Menge an Titan. Aufgrund seiner geringen Löslichkeit in Eisen hält das gelöste Bor sich bevorzugt an den Austenitkorngrenzen auf. Dort bildet es teilweise Fe-B-Karbide, die kohärent sind und die Korngrenzenenergie herabsetzen. Beide Effekte wirken verzögernd auf die Ferrit- und Perlitbildung und erhöhen somit die Härtbarkeit des Stahls. Zu hohe Gehalte an Bor sind allerdings schädlich, da sich Eisenborid bilden kann, das sich negativ auf die Härtbarkeit, die Umformbarkeit und die Zähigkeit des Materials auswirkt. Bor neigt außerdem dazu, beim Glühen während der kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtung Oxide bzw. Mischoxide zu bilden, die die Verzinkungsqualität verschlechtern. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Oxiden an der Stahloberfläche reduziert.
Der Bor-Gehalt wird in dieser Erfindung auf 5 bis 40 ppm begrenzt.
Stickstoff (N) kann sowohl Legierungselement als auch Begleitelement aus der Stahlherstellung sein. Zu hohe Gehalte an Stickstoff bewirken einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust sowie Alterungseffekten. Andererseits kann durch eine gezielte Zulegierung von Stickstoff in Verbindung mit den Mikrolegierungselementen Titan und Niob eine Feinkornhärtung über Titannitride und Niob(karbo)nitride erreicht werden. Außerdem wird die Grobkornbildung beim Wiedererwärmen vor dem Warmwalzen unterdrückt.
Erfindungsgemäß wird der N-Gehalt deshalb auf Werte von ≥ 0,0020% bis ≤ 0,0120% festgelegt. Bei einer Summe aus Ti+Nb von ≥ 0,010% und ≤ 0,050% wird der Gehalt von Stickstoff auf Werte von ≥ 0,0020% bis ≤ 0,0100% festgelegt. Bei einer Summe aus Ti+Nb von > 0,050% wird der Gehalt von Stickstoff auf Werte von ≥ 0,00400% bis ≤ 0,0120% festgelegt.
Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen wurde herausgefunden, dass bei einer interkritischen Glühung zwischen A_c1 und A_c3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über A_c3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 750 MPa in einer Dicke von 0,50 bis 4,00 mm erzeugt werden kann, der sich durch eine ausreichende Toleranz gegenüber Prozessschwankungen auszeichnet.
Damit liegt ein deutlich aufgeweitetes Prozessfenster für die erfindungsgemäße Legierungszusammensetzung im Vergleich zu bekannten Legierungskonzepten vor.
Die Glühtemperaturen für das zu erzielende Dualphasengefüge liegen für den erfindungsgemäßen Stahl zwischen ca. 700 und 950°C, damit wird je nach Temperaturbereich ein teilaustenitisches (Zweiphasengebiet) bzw. ein vollaustenitisches Gefüge (Austenitgebiet) erreicht.
Die Versuche zeigen, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der interkritischen Glühung zwischen A_c1 und A_c3 bzw. der austenitisierenden Glühung über A_c3 mit anschließender gesteuerter Abkühlung auch nach einem weiteren Prozessschritt "Schmelztauchveredelung" bei Temperaturen zwischen 400 bis 470°C beispielsweise mit Zink oder Zink-Magnesium erhalten bleiben.
Das schmelztauchveredelte Material kann sowohl als Warmband, als auch als kalt nachgewalztes Warmband bzw. Kaltband im dressierten (kaltnachgewalzten) bzw. undressierten Zustand und/oder im streckbiegegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand und auch im wärmebehandelten Zustand (Überalterung) gefertigt werden.
Stahlbänder, vorliegend als Warmband, kaltnachgewalztes Warmband bzw. Kaltband aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung zeichnen sich außerdem bei der Weiterverarbeitung durch einen hohen Widerstand gegen Rissbildung an der Kante aus.
Eine Abhängigkeit der nach ISO 16630 ermittelten Lochaufweitungsverhältnisse von der Blechdicke, konnte in der Vergangenheit für Dualphasenstähle aufgestellt werden. Es zeigte sich, dass mit steigender Blechdicke größere Lochaufweitverhältnisse erzielt wurden. Aus diesem Grund ist bei dem erfindungsgemäßen Stahl von einer ähnlichen Korrelation auszugehen.
Die geringen Kennwertunterschiede des Stahlbandes längs und quer zu seiner Walzrichtung sind vorteilhaft beim späteren Materialeinsatz. So kann das Platinenschneiden unabhängig von der Walzrichtung (beispielsweise quer, längs und diagonal bzw. in einem Winkel zur Walzrichtung) erfolgen.
Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb A_r3 und Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt (Variante A).
Bei Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband, zum Beispiel mit ca. 16% Abnahme, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb A_r3 und Haspeltemperaturen unterhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt (Variante B).
Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von in einer Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispielen.
Es zeigen:

Figur 1:: Prozesskette (schematisch) für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl
Figur 2:: Zeit-Temperatur-Verlauf (schematisch) der Prozessschritte Warmwalzen und Kaltwalzen (optional) sowie Durchlaufglühen, beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl
Figur 3:: Beispiel für analytische Unterschiede des erfindungsgemäßen Stahls gegenüber einer kohlenstoffreichen (C ≥ 0,120%) und mikrolegierten Vergleichsgüte
Figur 4:: Beispiele für mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls
Figur 5:: Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 (Blechdicke 1,00 mm und 2,00 mm) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl gegenüber einer kohlenstoffreichen (C ≥ 0,120%) und mikrolegierten Vergleichsgüte
Figur 6a, b, c:: Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)

Figur 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung des erfindungsgemäßen Stahls. Dargestellt sind die unterschiedlichen die Erfindung betreffenden Prozessrouten. Bis zum Warmwalzen (Endwalztemperatur) ist die Prozessroute für alle erfindungsgemäßen Stähle gleich, danach erfolgen je nach den gewünschten Ergebnissen abweichende Prozessrouten. Beispielsweise kann das gebeizte Warmband verzinkt werden oder mit unterschiedlichen Abwalzgraden kaltgewalzt und verzinkt werden. Oder es kann weichgeglühtes Warmband bzw. weichgeglühtes Kaltband kaltgewalzt und verzinkt werden. Es kann Material auch optional ohne Zinkpott prozessiert werden (Durchlaufglühung) mit und ohne anschließende elektrolytische Verzinkung.
Figur 2 zeigt schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen von Bändern aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung. Dargestellt ist die zeit- und temperaturabhängige Umwandlung für den Warmwalzprozess als auch für eine Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen.
Figur 3 zeigt die maßgeblichen Legierungselemente des erfindungsgemäßen Stahls, gegenüber der Vergleichsgüte beispielhaft darstellt. Der erfindungsgemäße Stahl ist deutlich Silizium-legiert. Bei dem Vergleichsstahl (Standardgüte) liegt der Unterschied weiterhin im Kohlenstoffgehalt, der bei ≥ 0,120% liegt, aber auch in den Elementen Titan und Bor.
Darüber hinaus ist die Standardgüte, wie der erfindungsgemäße Stahl, Niob-mikrolegiert.
Figur 4 zeigt Beispiele für mechanische Kennwerte längs zur Walzrichtung des erfindungsgemäßen Stahls.
Figur 5 zeigt Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 (absolute Werte und relative Werte zur Vergleichsgüte). Dargestellt sind die Ergebnisse der Lochaufweitungstests für Variante A (Haspeltemperatur oberhalb Bainitstarttemperatur) und Variante B (Haspeltemperatur unterhalb Bainitstarttemperatur), jeweils für Prozess 2 und Prozess 3.
Die Werkstoffe haben eine Blechdicke von 1,00 bzw. 2,00 mm. Die Ergebnisse gelten für den Test nach ISO 16630. Es ist zu sehen, dass die erfindungsgemäßen Stähle bessere oder annähernd gleiche Aufweitungswerte bei gestanzten Löchern erzielen wie die Vergleichsgüten mit gleicher Prozessierung. Das Verfahren 2 entspricht hierbei einer Glühung beispielsweise an einer Feuerverzinkung mit kombiniertem direkt befeuertem Ofen und Strahlrohrofen, wie er in Figur 6b beschrieben ist. Das Verfahren 3 entspricht beispielsweise einer Prozessführung in einer Durchlaufglühanlage, wie er in Figur 6c beschrieben ist. Zudem kann hier mittels Induktionsofen ein Wiederaufheizen des Stahls optional direkt vor dem Zinkbad erreicht werden.
Durch die unterschiedlichen erfindungsgemäßen Temperaturführungen innerhalb der genannten Spannbreite ergeben sich voneinander unterschiedliche Kennwerte bzw. auch unterschiedliche Lochaufweitungsergebnisse, die für Verfahren 3 nach Figur 6c im Vergleich zu den Vergleichsgüten deutlich verbessert sind. Prinzipieller Unterschied sind also die Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der nachgeschalteten Abkühlung.
Die Figuren 6 zeigen schematisch drei Varianten der erfindungsgemäßen Temperatur-ZeitVerläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung und jeweils verschiedene Austenitisierungsbedingungen.
Das Verfahren 1 ( Figur 6a ) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten kalt- oder warmgewalzten oder kaltnachgewalzten Stahlband in einer Durchlaufglühanlage. Zuerst wird das Band auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt. Das geglühte Stahlband wird anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Auf die Darstellung einer zweiten Zwischentemperatur (ca. 300 bis 500°C) wird in dieser schematischen Darstellung verzichtet. Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt bzw. die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s wird bis auf Raumtemperatur beibehalten.
Das Verfahren 2 ( Figur 6b ) zeigt den Prozess gemäß Verfahren 1, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes zum Zwecke einer Schmelztauchveredelung kurzzeitig beim Durchlaufen des Schmelztauchgefäßes unterbrochen, um anschließend die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortzusetzen. Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30 °C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt.
Das Verfahren 3 ( Figur 6c ) zeigt ebenfalls den Prozess gemäß Verfahren 1 bei einer Schmelztauchveredelung, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes durch eine kurze Pause (ca. 1 bis 20 s) bei einer Zwischentemperatur im Bereich von ca. 200 bis 400°C unterbrochen und bis auf die Temperatur, die zum Schmelztauchveredeln notwendig ist (ca. 400 bis 470°C) wieder erwärmt. Anschließend wird das Stahlband wieder bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C gekühlt. Mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s erfolgt bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft die abschließende Kühlung des Stahlbandes.
Für die industrielle Fertigung für das Feuerverzinken nach Verfahren 2 nach Figur 6b und nach Verfahren 3 nach Figur 6c stehen die nachfolgenden Beispiele:

Beispiel 1 (kaltnachgewalztes Warmband)

Variante B/2,00 mm/Verfahren 2 nach Figur 6b

Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,091% C; 0,705% Si; 1,801% Mn; 0,010% P; 0,0030% S; 0,0054% N; 0,035 Al; 0,344% Cr; 0,012% Mo; 0,016% Ti; 0,001% V; 0,016% Nb; 0,0031% B wurde in einer Hochvakuum-Schmelz- und Gießanlage erschmolzen, in einem Warmwalzgerüst bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 500°C mit einer Dicke von 2,30 mm dem Ofen für eine simulierte Haspelabkühlung zugeführt. Nach dem Sandstrahlen erfolgte die Kaltwalzung mit einem Kaltwalzgrad von 15% von 2,30 auf 2,00 mm.
In einem Glühsimulator wurde der Stahl analog einer Feuerverzinkungsanlage entsprechend Figur 6b prozessiert.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:

Dehngrenze (Rp0,2) 461 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 821 MPa
Bruchdehnung (A80) 15,4%
Bake-Hardening-Index (BH2) 48 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 36%

Beispiel 2 (kaltnachgewalztes Warmband)

Variante B/2,00 mm/Verfahren 3 nach Figur 6c

Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,091% C; 0,705% Si; 1,801% Mn; 0,010% P; 0,0030% S; 0,0054% N; 0,035 Al; 0,344% Cr; 0,012% Mo; 0,016% Ti; 0,001% V; 0,016% Nb; 0,0031% B wurde in einer Hochvakuum-Schmelz- und Gießanlage erschmolzen, in einem Warmwalzgerüst bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 500°C mit einer Dicke von 2,30 mm dem Ofen für eine simulierte Haspelabkühlung zugeführt. Nach dem Sandstrahlen erfolgte die Kaltwalzung mit einem Kaltwalzgrad von 15% von 2,30 mm auf 2,00 mm.
In einem Glühsimulator wurde der Stahl analog einer Feuerverzinkungsanlage entsprechend Figur 6c prozessiert.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:

Dehngrenze (Rp0,2) 611 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 847 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,2%
Bake-Hardening-Index (BH2) 52 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 41%

Beispiel 3 (Kaltband)

Variante A/1,00 mm/Verfahren 2 nach Figur 6b

Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,091% C; 0,705% Si; 1,801% Mn; 0,010% P; 0,0030% S; 0,0054% N; 0,035 Al; 0,344% Cr; 0,012% Mo; 0,016% Ti; 0,001% V; 0,016% Nb; 0,0031% B wurde in einer Hochvakuum-Schmelz- und Gießanlage erschmolzen, in einem Warmwalzgerüst bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 710°C mit einer Dicke von 2,02 mm dem Ofen für eine simulierte Haspelabkühlung zugeführt. Nach dem Sandstrahlen erfolgte die Kaltwalzung mit einem Kaltwalzgrad von 50% von 2,02 auf 0,99 mm.
In einem Glühsimulator wurde der Stahl analog einer Feuerverzinkungsanlage entsprechend Figur 6b prozessiert.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:

Dehngrenze (Rp0,2) 442 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 793 MPa
Bruchdehnung (A80) 14,5%
Bake-Hardening-Index (BH2) 51 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 48%

Beispiel 4 (Kaltband)

Variante A/1,00 mm/Verfahren 3 nach Figur 6c

Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,091% C; 0,705% Si; 1,801% Mn; 0,010% P; 0,0030% S; 0,0054% N; 0,035 Al; 0,344% Cr; 0,012% Mo; 0,016% Ti; 0,001% V; 0,016% Nb; 0,0031% B wurde in einer Hochvakuum-Schmelz- und Gießanlage erschmolzen, in einem Warmwalzgerüst bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 710°C mit einer Dicke von 2,02 mm dem Ofen für eine simulierte Haspelabkühlung zugeführt. Nach dem Sandstrahlen erfolgte die Kaltwalzung mit einem Kaltwalzgrad von 50% von 2,02 auf 0,99 mm.
In einem Glühsimulator wurde der Stahl analog einer Feuerverzinkungsanlage entsprechend Figur 6c prozessiert.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:

Dehngrenze (Rp0,2) 520 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 780 MPa
Bruchdehnung (A80) 14,2%
Bake-Hardening-Index (BH2) 46 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 67%

Beispiel 5 (Warmband)

Variante A/2,00 mm/Verfahren 2 nach Figur 6b

Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,091% C; 0,705% Si; 1,801% Mn; 0,010% P; 0,0030% S; 0,0054% N; 0,035 Al; 0,344% Cr; 0,012% Mo; 0,016% Ti; 0,001% V; 0,016% Nb; 0,0031% B wurde in einer Hochvakuum-Schmelz- und Gießanlage erschmolzen, in einem Warmwalzgerüst bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 710°C mit einer Dicke von 2,02 mm dem Ofen für eine simulierte Haspelabkühlung zugeführt. Nach dem Sandstrahlen erfolgte die Glühbehandlung.
In einem Glühsimulator wurde der Stahl analog einer Feuerverzinkungsanlage entsprechend Figur 6b prozessiert.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:

Dehngrenze (Rp0,2) 580 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 844 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,9%
Bake-Hardening-Index (BH2) 47 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 45%

Beispiel 6 (Warmband)

Variante A/2,00 mm/Verfahren 3 nach Figur 6c

Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,091% C; 0,705% Si; 1,801% Mn; 0,010% P; 0,0030% S; 0,0054% N; 0,035 Al; 0,344% Cr; 0,012% Mo; 0,016% Ti; 0,001% V; 0,016% Nb; 0,0031% B wurde in einer Hochvakuum-Schmelz- und Gießanlage erschmolzen, in einem Warmwalzgerüst bei einer Endwalzsolltemperatur von 910 °C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 710°C mit einer Dicke von 2,02 mm dem Ofen für eine simulierte Haspelabkühlung zugeführt. Nach dem Sandstrahlen erfolgte die Glühsimulation.
In einem Glühsimulator wurde der Stahl analog einer Feuerverzinkungsanlage entsprechend Figur 6c prozessiert.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:

Dehngrenze (Rp0,2) 661 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 908 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,1%
Bake-Hardening-Index (BH2) 51 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 77%

Beispiel 7 (Warmband)

Variante B/2,30 mm/Verfahren 2 nach Figur 6b.

Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,091% C; 0,705% Si; 1,801% Mn; 0,010% P; 0,0030% S; 0,0054% N; 0,035 Al; 0,344% Cr; 0,012% Mo; 0,016% Ti; 0,001% V; 0,016% Nb; 0,0031% B wurde in einer Hochvakuum-Schmelz- und Gießanlage erschmolzen, in einem Warmwalzgerüst bei einer Endwalzsolltemperatur von 910 °C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 500°C mit einer Dicke von 2,30 mm dem Ofen für eine simulierte Haspelabkühlung zugeführt. Nach dem Sandstrahlen erfolgte die Glühbehandlung.
In einem Glühsimulator wurde der Stahl analog einer Feuerverzinkungsanlage entsprechend Figur 6b prozessiert.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:

Dehngrenze (Rp0,2) 565 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 830 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,7%
Bake-Hardening-Index (BH2) 53 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 42%

Beispiel 8 (Warmband)

Variante B/2,30 mm/Verfahren3 nach Figur 6c

Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,091% C; 0,705% Si; 1,801% Mn; 0,010% P; 0,0030% S; 0,0054% N; 0,035 Al; 0,344% Cr; 0,012% Mo; 0,016% Ti; 0,001% V; 0,016% Nb; 0,0031% B wurde in einer Hochvakuum-Schmelz- und Gießanlage erschmolzen, in einem Warmwalzgerüst bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 500°C mit einer Dicke von 2,30 mm dem Ofen für eine simulierte Haspelabkühlung zugeführt. Nach dem Sandstrahlen erfolgte die Glühbehandlung.
In einem Glühsimulator wurde der Stahl analog einer Feuerverzinkungsanlage entsprechend Figur 6c prozessiert.
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Wärmebehandlung ein Gefüge, welches aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte:

Dehngrenze (Rp0,2) 661 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 905 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,6%
Bake-Hardening-Index (BH2) 49 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 54%

Legende zu Figur 1/7

Figur 1: Prozesskette (schematisch) für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl

1. Hochofenprozess
2. Sekundärmetallurgie
3. Stranggießen
4. Warmwalzen
5. Beizen
6. Weichglühen Warmband (optional)
7. Kaltwalzen (optional)
8. Doppelwalzer (optional)
9. Weichglühung Kaltband (optional)
10. Feuerverzinkung/Durchlaufglühung
11. Inline-Dressieren
12. Streckbiegerichteinheit

Claims

Hochfester Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten von 750 MPa vorzugsweise mit Dualphasengefüge für ein kalt- oder warmgewalztes Stahlband mit verbesserten Umformeigenschaften und einem Streckgrenzenverhältnis von maximal 73%, insbesondere für den Fahrzeugleichtbau, bestehend aus den Elementen (Gehalte in Masse-%):
C ≥ 0,075 bis ≤ 0,105

Si ≥ 0,600 bis ≤ 0,800

Mn ≥ 1,000 bis ≤ 1,900

Cr ≥ 0,100 bis ≤ 0,700

Al ≥ 0,010 bis ≤ 0,060

N ≥ 0,0020 bis ≤ 0,0120

S ≤ 0,0030

Nb ≥ 0,005 bis ≤ 0,050

Ti ≥ 0,005 bis ≤ 0,050

B ≥ 0,0005 bis ≤ 0,0040

Mo ≤ 0,200

Cu ≤ 0,040%

Ni ≤ 0,040%
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente, die erschmelzungsbedingte Verunreinigungen darstellen.
Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken bis 1,00 mm der Mn-Gehalt bevorzugt ≤ 1,500% beträgt.
Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken von > 1,00 bis 2,00 mm der Mn-Gehalt bevorzugt ≤ 1,750% beträgt.
Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken > 2,00 mm der Mn-Gehalt bevorzugt ≥ 1,500% beträgt.
Stahl nach Anspruch 1 und 2
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken bis 1,00 mm die Summe aus Mn+Si+Cr-Gehalt bevorzugt ≥ 2,40 und ≤ 2,70% beträgt.
Stahl nach Anspruch 1 und 3
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken 1,00 - 2,00 mm
die Summe aus Mn+Si+Cr-Gehalt bevorzugt ≥ 2,60 und ≤ 2,90% beträgt.
Stahl nach Anspruch 1 und 4
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken > 2,00 mm die Summe aus Mn+Si+Cr-Gehalt bevorzugt ≥ 2,80 und ≤ 3,10% beträgt.
Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 7
dadurch gekennzeichnet,
dass bei der Summe aus Ti+Nb ≥ 0,010% und ≤ 0,050% der N-Gehalt ≥ 0,0020 und ≤ 0,0100% beträgt.
Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 7
dadurch gekennzeichnet,
dass bei der Summe aus Ti+Nb > 0,050% der N-Gehalt ≥ 0,0040 und ≤ 0,0120% beträgt.
Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 9
dadurch gekennzeichnet,
dass der S-Gehalt ≤ 0,0020% beträgt.
Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 10
dadurch gekennzeichnet,
dass der S-Gehalt ≤ 0,0010% beträgt.
Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 11
dadurch gekennzeichnet,
dass die Zugaben von Silizium und Mangan im Hinblick auf die zu erzielenden Festigkeitseigenschaften gemäß der Beziehung: $YS (MPa) = 160, 7 + 147, 9 [% Si] + 161, 1 [% Mn]$
$TS (MPa) = 324, 8 + 189, 4 [% Si] + 174, 1 [% Mn]$
austauschbar sind.
Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem Stahl hergestellt nach einem der Ansprüche 1 bis 12, bei dem ein Dualphasengefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird,
dadurch gekennzeichnet,
dass das kalt- oder warmgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt und dass das geglühte Stahlband anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer ersten Zwischentemperatur von ca. 300 bis 500 °C, folgend mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer zweiten Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abgekühlt, anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt oder die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s von der ersten Zwischentemperatur bis auf Raumtemperatur beibehalten wird.
Verfahren nach Anspruch 13
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließendem Kühlen die Kühlung vor dem Eintreten in das Schmelzbad angehalten und nach der Schmelztauchveredelung die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt, und anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt wird.
Verfahren, nach Anspruch 13
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließendem Kühlen auf die Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C vor dem Eintreten in das Schmelzbad die Temperatur für ca. 1 bis 20 s gehalten und anschließend das Stahlband auf die Temperatur von ca. 400 bis 470°C wieder erwärmt wird und nach erfolgter Schmelztauchveredlung eine Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zur Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C erfolgt und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s an Luft bis zur Raumtemperatur abgekühlt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 15
dadurch gekennzeichnet,
dass das Oxidationspotential bei einer Glühung mit einer Anlagenkonfiguration, bestehend aus direkt befeuertem Ofenbereich (NOF) und einem Stahlrohrofen (RTF) durch einen CO-Gehalt im NOF von unter 4% gesteigert wird, wobei im RTF der Sauerstoffpartialdruck der für Eisen reduzierenden Ofenatmosphäre gemäß nachfolgender Gleichung eingestellt wird, $- 18 > {Log pO}_{2} \geq - 5 * {Si}^{- 0, 3} - 2, 2 * {Mn}^{- 0, 45} - 0, 1 * {Cr}^{- 0, 4} - 12, 5 * {(- InB)}^{0, 25}$
wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Massen-% und p_O2 den Sauerstoffpartialdruck in mbar bezeichnen und zur Vermeidung der Oxidation des Bandes direkt vor dem Eintauchen in das Schmelzbad der Taupunkt der Gasatmosphäre bei -30°C oder darunter eingestellt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 15
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Glühung nur mit einem Strahlrohrofen der Sauerstoffpartialdruck der Ofenatmosphäre nachfolgender Gleichung genügt, $- 12 > {Log pO}_{2} \geq - 5 * {Si}^{- 0, 25} - 3 * {Mn}^{- 0, 5} - 0, 1 * {Cr}^{- 0, 5} - 7 * {(- InB)}^{0, 5}$
wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Massen-% und p_O2 den Sauerstoffpartialdruck in mbar bezeichnen und zur Vermeidung der Oxidation des Bandes direkt vor dem Eintauchen in das Schmelzbad der Taupunkt der Gasatmosphäre bei -30°C oder darunter eingestellt wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 17
dadurch gekennzeichnet,
dass durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit an unterschiedliche Banddicken im Zuge der Wärmebehandlung vergleichbare Gefügezustände und mechanische Kennwerte der Bänder eingestellt werden.
Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 18
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung dressiert wird.
Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 13 bis 19
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung streckbiegegerichtet wird.