EP3204530B1 - Kaltgewalztes und rekristallisierend geglühtes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Kaltgewalztes und rekristallisierend geglühtes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung Download PDF

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EP3204530B1
EP3204530B1 EP15762569.0A EP15762569A EP3204530B1 EP 3204530 B1 EP3204530 B1 EP 3204530B1 EP 15762569 A EP15762569 A EP 15762569A EP 3204530 B1 EP3204530 B1 EP 3204530B1
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overaging
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Jörg STEINEBRUNNER
Udo ZOCHER
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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Definitions

  • the invention relates to a cold-rolled and recrystallized annealed flat steel product having a ferritic microstructure.
  • Flat steel products of this type are used in particular in the field of automobile body construction, where particularly high demands are placed on the deformability and the visual appearance of the components formed from such flat steel products.
  • these are rolled products, such as steel strips or sheets, as well as blanks and blanks derived therefrom.
  • the invention relates to a method for producing a flat steel product of the type in question. Insofar as information on the contents of alloys is given below, these always refer to the weight, unless stated otherwise. On the other hand, information on the composition of atmospheres always refers to the considered volume, unless stated otherwise.
  • a surface structure that is characterized by a defined roughness and an equally defined peak distribution, in order to meet the customer requirements in terms of formability and surface appearance (paintability and gloss finish).
  • a typical example of corresponding specifications from the automotive industry is an arithmetic center roughness (hereinafter referred to as "roughness") Ra of 1.1-1.6 ⁇ m with a peak number RPc of at least 60 1 / cm.
  • the roughness Ra and the peak number RPc are determined in accordance with the steel iron test sheet SEP 1940 using a stylus cutter according to ISO 3274.
  • Wsa waviness characteristic Wsa (1-5)
  • Wsa waviness characteristic Wsa (1-5)
  • Typical requirements are Wsa values of 0.35 ⁇ m to 0.40 ⁇ m.
  • Particularly good gloss is obtained at Wsa values of ⁇ 0.35 ⁇ m, in particular ⁇ 0.30 ⁇ m.
  • peak numbers RPc of at least 75 l / cm and roughnesses Ra of 0.9-1.4 ⁇ m are required.
  • the setting of the material characteristics Ra and RPc in the production of cold rolled flat steel products is typically done by temper rolling after the recrystallizing annealing that the flat steel products undergo after cold rolling to ensure their optimum ductility.
  • skin-pass coating is meant a tempering followed by recrystallizing annealing, in which the flat steel product is subjected to a small deformation of about 0.2-2.0%, which is referred to herein as a "temper rolling grade".
  • the Degree of D can not be varied arbitrarily, also with regard to the mechanical properties of the steel substrate. Too low a degree of dressing D counteracts a pronounced yield strength only insufficient. On the other hand, the strength of the steel substrate due to excessive work hardening can be non-correctable due to too high a degree of dressing D.
  • soft here is meant a steel having a yield strength Rp0.2 of at most 180 N / mm2 and a tensile strength Rm of at most 340 N / mm2 in the recrystallized state and after temper rolling. In practice, this has the consequence that flat steel products of the type in question with dimensions typical for automobiles can only be produced with the desired operational reliability with great effort. Particularly critical are steels with a yield strength Rp0,2 of max. 150 MPa and a tensile strength Rm of at most 310 MPa.
  • An example of this is the one from EP 0 234 698 B1 known method for producing a steel sheet suitable for painting.
  • This method provides that a regular pattern of pits is formed in the surface of a skin pass mill by means of an energy beam.
  • the flat steel product to be processed is tempered by means of two work rolls, of which at least one is machined in the manner indicated above.
  • the cross-sectional reduction achieved by the temper rolling should not be less than 0.3% in order to transfer the pattern from the work roll to the surface of the steel sheet.
  • a steel sheet having an average surface roughness Ra within the range of 0.3 to 3.0 ⁇ m and a surface roughness-forming microscopic shape obtained from trapezoidal land portions having a flat upper surface, groove-like depression portions, and the like should be obtained are formed to completely or partially surround a land portion, and to have center portions formed between the land portions outside the groove portions such that they are higher than the bottom of the groove portions and lower than or equal to the upper surfaces of the land portions.
  • the elevations and depressions should have certain geometrical dependencies, inter alia, on the diameter of the indentations formed in the skin pass rolling mill.
  • the steel sheet consists of a steel in wt .-%, 0,10% or less C, 0.05% or less Si, 0.1 - 1.0% Mn, 0.05% or less P, 0, 02% or less S, 0.02-0.10% Al, less than 0.005% N and balance of Fe and unavoidable impurities.
  • the steel sheet thus obtained is subjected to an annealing treatment, in which it is annealed for at least 30 s at an annealing temperature of 730-850 ° C and then cooled to a maximum of 600 ° C temperature with a cooling rate of at least 5 ° C / s.
  • the cold rolled annealed flat steel product obtained thereafter has a mainly ferrite structure having an average crystal grain diameter of 5 to 30 ⁇ m.
  • the flat steel product is rollformed using a roll whose surface roughness Ra is at most 2 ⁇ m.
  • the draw ratio achieved by the temper rolling is set depending on the average crystal grain diameter of the thin cold-rolled annealed sheet.
  • a method for producing a non-grain oriented steel which comprises 0.1-1% Si, 0.005-1.0% Al, at most 0.004% C, 0.10-1.50% Mn, at most 0.2% P , not more than 0,05% S, not more than 0,002% N, at most 0.006% Nb + V + Ti and the remainder contains iron and unavoidable impurities.
  • From the EP 0 484 960 A2 are a cold-rolled steel strip having a r value in the 45 ° direction of at least 1.90, and a method for producing the same.
  • EP 1 111 081 A1 are an Nb alloyed ultra-low carbon steel containing almost no niobium carbides, and a method for its production.
  • Out DE 10 2012 017 703 A1 are a flat product of a metal material having a surface texture with a centerline arithmetic of 0.3-3.6 ⁇ m and a peak number of 45-180 1 / cm, and a method of known for its production.
  • the object of the invention was to provide a flat steel product which has optimized formability and excellent painting properties and can be produced economically and reliably.
  • the invention has achieved this object by providing such a flat steel product according to claim 1.
  • a method which allows the reliable production of a flat steel product according to the invention is specified in claim 5.
  • the center roughness Ra and the number of tips RPc conditional, molded into the surface depressions and tips are stochastically distributed.
  • An inventive flat steel product thus consists of a soft steel having a yield strength Rp0.2 of up to 180 MPa, in particular of less than 150 MPa, a tensile strength Rm of up to 340 MPa, in particular of less than 310 MPa, and having a breaking elongation A80 of at least 40% has a high elongation and a high n-value of at least 0.23.
  • Rp0.2 yield strength of up to 180 MPa, in particular of less than 150 MPa
  • a tensile strength Rm of up to 340 MPa, in particular of less than 310 MPa
  • breaking elongation A80 of at least 40% has a high elongation and a high n-value of at least 0.23.
  • a flat steel product according to the invention has a surface finish characterized by an average arithmetic roughness Ra of 0.8-1.6 ⁇ m and a peak number RPc of at least 75 1 / cm, which gives it outstanding suitability for a coating with optimized gloss.
  • Surface structures of the invention reliably achieve Wsa values of not more than 0.40 ⁇ m, typically not more than 0.35 ⁇ m, in particular less than 0.30 ⁇ m, in particular even if the flat steel products according to the invention achieve a dimension spectrum typical for automotive applications with thicknesses of up to 1.0 mm and widths of at least 1000 mm.
  • An inventive flat steel product has its particular suitability for forming and painting in the uncoated or coated with a metallic protective layer state.
  • Such a metallic coating it should be applied by electrolytic coating.
  • electrolytic coating By using known electrolytic process ensures that there remains the surface structure of the present invention trained steel strip on the surface of the occupied with the metallic coating flat steel product.
  • a metallic protective layer in particular, an electrolytically applied layer based on zinc is suitable.
  • the flat steel product according to the invention can also be coated with an inorganic or an organic coating.
  • inorganic coating is a typical for tape processes passive layer, eg. B. meant as phosphating or chromating.
  • organic coating is a typical for tape processes thick film passivation, z. B. based on Cr (III) -containing compounds.
  • coating compositions which are likewise known per se can be used, which are usually used to improve the paint adhesion, the friction behavior in the forming tool and the like.
  • the surface texture formed on the surface of a flat steel product according to the invention is characterized by a stochastic distribution of the depressions and tips which determine the roughness value Ra according to the invention and the tip number RPc according to the invention.
  • Stochastic surface textures as in the invention are irregular surface textures, which are characterized by an irregular statistical distribution of the design features such.
  • deterministic surface textures are regular surface textures characterized by a regular distribution of similar design features.
  • a stochastic surface texturing is sought according to the invention in order to optimize the friction behavior between the steel surface and the tool during forming processes in the oiled or greased state.
  • a stochastic surface structure is characterized by the fact that under high pressure stresses the lubricant can flow out of the stress zone via microchannels which open up between the mountains and valleys of the surface texture. Compared to the more isolated lubrication pockets of deterministic surface texturing, this finer mesh of microchannels allows for a more even distribution of lubricant across the entire surface, resulting in a contact between the tool and the flat steel product in the forming process. Furthermore, a stochastic basic structure ensures flow and adhesion properties for organic or metallic coatings which, if necessary, are additionally applied to the flat steel product according to the invention can.
  • the roughness value Ra should not be less than 0.8 ⁇ m in the surface of a flat steel product according to the invention, since the surface is otherwise too smooth.
  • the roughness Ra should not be greater than 1.6 microns, because the surface is then too rough to achieve optimized forming properties. To be able to use the advantages of the invention reliably, roughness values Ra of 0.9-1.4 ⁇ m can be provided.
  • the peak number RPc should not be less than 75 per cm, because this would have a negative effect on the Wsa value.
  • the number of tips By setting the number of tips to at least 75 1 / cm, it is ensured that the Wsa value of a flat steel product according to the invention does not rise above 0.40 ⁇ m, in particular not more than 0.35 ⁇ m, and that a coating achieves an optimum gloss finish.
  • Higher peak numbers lead to further improved Wsa values of the inventively provided surface of a flat steel product according to the invention. In this way, the Wsa values of flat steel products according to the invention of less than 0.30 ⁇ m can be achieved.
  • Wsa values of at most 0.40 ⁇ m are reliably achieved if the peak number RPc for the surface according to the invention is set to at least 75 per cm. Wsa values of at most 0.35 ⁇ m are established when the peak number RPc for the steel flat product surface produced according to the invention is set to at least 80 per cm. Wsa values of less than 0.30 ⁇ m can finally be ensured by the fact that for the peak number RPc is set to a minimum value of 90 per cm.
  • a flat steel product according to the invention contains as mandatory alloying elements C, Si, Mn, P, Al and Ti with the following proviso:
  • the C content of the flat steel product according to the invention is 0.0001 - 0.003 wt .-%.
  • C is inevitably contained in the molten steel, so that C contents of at least 0.0001 wt .-% are always detectable in a steel according to the invention.
  • a C content above 0.003% by weight deteriorates the intended reformability due to an excessive solidification contribution of the carbon. This can surely be prevented by lowering the C content to 0.002 wt% or less.
  • Si is present in a flat steel product of the invention at levels of 0.001-0.025 wt%. Also, Si is inevitably contained in the molten steel. However, an Si content above the limit of 0.025% by weight according to the invention deteriorates the formability due to an excessive solidification contribution. In order to avoid negative influences of the presence of Si, the Si content of a flat steel product according to the invention may be limited to at most 0.015% by weight.
  • Mn is present in a steel flat product according to the invention in amounts of 0.05-0.20% by weight.
  • Mn contents which are in this range contribute optimally to the formability of a flat steel product according to the invention.
  • An optimum influence of the presence of Mn in the flat steel product according to the invention can be ensured by limiting the Mn content to at most 0.15% by weight.
  • P is provided in a flat steel product according to the invention in amounts of 0.001-0.015% by weight. Also, P is inevitably contained in the molten steel and contributes to solid solution hardening. However, a P content above the limit according to the invention deteriorates the desired forming capacity and has negative effects on the desired coating result. In order to take advantage of the positive influences of the presence of P by solid-solution hardening and at the same time reliably exclude negative influences, the P content can be limited to at most 0.012 wt%.
  • Al is present in a flat steel product of the invention at levels of 0.02-0.055 wt%.
  • Al is used in steel making to calm the molten steel and must therefore be alloyed within the limits of the invention.
  • an Al content above the upper limit of the Al content provided according to the invention deteriorates the desired formability.
  • Optimum use can be made of the positive influence of Al in the alloy of a flat steel product according to the invention in that the Al content is limited to at most 0.03% by weight.
  • Ti is present in a flat steel product of the invention at levels of 0.01-0.1 wt%. Ti serves to bond interstitial alloying elements and thus contributes to precipitation hardening. At a Ti content of less than 0.01 wt .-% interstitial alloying elements are still dissolved in the crystal lattice, which has a negative effect on the desired forming capacity. By above 0.1 wt .-% lying Ti contents, the forming capacity is not further improved. The positive effects of the presence of Ti can then be used with high reliability if the Ti content is 0.05-0.09 wt.%.
  • a flat steel product according to the invention can optionally additionally contain the following alloying elements in order to achieve or set certain properties: Cr can be added in amounts of 0.001-0.05% by weight to a flat steel product according to the invention, so that the presence of Cr at such low levels has a positive effect on the mechanical properties of the flat steel product according to the invention, in particular its yield strength and tensile strength.
  • Cr can be added in amounts of 0.001-0.05% by weight to a flat steel product according to the invention, so that the presence of Cr at such low levels has a positive effect on the mechanical properties of the flat steel product according to the invention, in particular its yield strength and tensile strength.
  • a Cr content above the range provided according to the invention deteriorates the desired forming capacity.
  • V may optionally be alloyed with the molten steel so as to be more interstitial for setting Alloy elements and thus contribute to a precipitation hardening.
  • V can be present in the flat steel product according to the invention in contents of up to 0.005% by weight.
  • Mo may optionally be present at levels of up to 0.015% by weight in the flat steel product of the present invention to serve for solid solution strengthening.
  • a Mo content above the limit of the invention deteriorates the intended formability.
  • contents of N in the flat steel product according to the invention are attributable to the technically unavoidable impurities.
  • N may additionally serve for precipitation strengthening by TiN formation. If the proportion of N is greater than 0.004 wt .-%, there is a risk that nitrogen is present dissolved in the crystal lattice and causes a pronounced yield strength, which causes a poor thermoformability. Therefore, the optional N content is optimally limited to at most 0.003 wt% in order to secure the intended forming properties.
  • Steel flat products produced according to the invention can be reliably produced, for example, by the method of production according to the invention.
  • step b) of the method according to the invention the respective partial steps provided for the heat treatment of the flat steel product are completed in a continuous furnace.
  • the heat treatment process is carried out as completed in a continuous pass annealing, because in this way the individual sub-steps of the heat treatment homogeneously join together. From the uninterrupted flow results in a much lower dispersion of the mechanical properties of the flat steel product over its length and width.
  • the cooling of the steel flat product to the overaging start temperature T2 and the final cooling of the steel flat product to room temperature can be achieved in a conventional manner by blowing gas, e.g. B. N2, H2 or a mixture thereof, by applying water, mist or by cooling by contact with cooling rollers are performed, and each of these measures can also be carried out in combination with one or more of the other cooling measures.
  • blowing gas e.g. B. N2, H2 or a mixture thereof
  • a holding temperature T1 is provided, which lies in the temperature range of 750-860 ° C. At below 750 ° C annealing temperatures, the complete recrystallization of the structure of the flat steel product can not be achieved safely. At temperatures of more than 860 ° C, however, there is a risk of coarse grain formation. Both would have a negative effect on the forming properties. Optimum results of the recrystallizing annealing are obtained when the temperature T1 is 800-850 ° C.
  • the duration t1 over which the flat steel product is held at the holding temperature T1 in the recrystallizing annealing is 30-90 seconds in order to ensure optimum forming properties of the steel flat product produced according to the invention. If t1 were less than 30 seconds, complete recrystallization of the microstructure could no longer be reliably achieved. With a holding time t1, which is longer than 90 seconds, again the risk of coarse grain formation would exist.
  • the flat steel product After holding at the holding temperature T1, the flat steel product is cooled to the overaging start temperature T2 at a cooling rate CR1 of 2 - 100 ° C / sec.
  • the cooling rate CR1 is chosen so that a flat steel product is obtained with optimal forming properties.
  • a minimum cooling rate CR1 of 2 ° C / s is required to avoid coarse grain formation.
  • the cooling rate CR1 above 100 ° C / s would form too fine grain, which would also preclude the desired good formability.
  • the overaging start temperature T2 is at least 400 ° C, because at lower temperatures, the cooling power required for cooling to the overaging start temperature T2 high, but the material properties would not be further positively influenced. On the other hand, if the overaging start temperature T2 were above 600 ° C., the recrystallization would not be stopped in a sustainable manner and the risk of coarse grain formation would exist. With an overaging start temperature T2 of 400-600 ° C., in particular 400-550 ° C., optimized forming properties can be achieved.
  • the steel flat product is subjected to overaging treatment for a period t2 of 30-400 seconds, during which it is cooled to the overaging end temperature T3 at a cooling rate CR2 of 0.5-12 ° C / s. If time t2 were less than 30 seconds, that would be the time too short, in which the interstitial alloy atoms can be distributed uniformly by diffusion in the recrystallized structure of the flat steel product. This would have a negative effect on the forming properties. An overaging treatment that lasts longer than 400 seconds would not produce any additional positive effect. A cooling rate CR2 of at least 0.5 ° C / sec is set to complete the overaging treatment within a practical time.
  • the final temperature T3 of the overaging treatment according to the invention is 250-350 ° C. If the over-aging end temperature T3 were above 350 ° C., the steel flat product would be transferred too hot into the final cooling, which would have a negative effect on the surface quality and thus the coating properties of the flat steel product according to the invention. By contrast, an over-aging temperature T3 below 250 ° C. would have no additional positive effect.
  • step b) The partial operations of step b) are carried out under an inert gas annealing atmosphere, which has a hydrogen content of 1 to 7 vol .-% and otherwise consists of nitrogen and technically unavoidable impurities.
  • an H2-share of less 1.0% by volume would entail the risk of oxide formation on the surface of the flat steel product, which would degrade its surface quality and thus its painting properties.
  • an H2 content of the annealing atmosphere above 7.0% by volume would not bring any additional positive effect and would also be problematic from the point of view of operational safety.
  • the dew point of the annealing atmosphere is according to the invention at -10 ° C to -60 ° C. If the dew point of the annealing atmosphere were above -10 ° C., there would also be the risk of undesirable oxide formation on the surface of the flat steel product with regard to the desired surfaces. A dew point below -60 ° C would only be possible with great effort on a large-scale and would also have no additional positive effect. Optimum operating conditions arise when the dew point of the annealing atmosphere is -15 ° C to -50 ° C.
  • a cooling rate CR3 of 1.5 - 5.0 ° C / s is provided. This cooling rate CR3 is chosen to economically avoid deterioration of the surface condition due to oxide formation, which could occur if the cooling is too slow.
  • the process step c) of the method according to the invention is essential for the particularly good suitability of inventive flat steel products for a coating with optimized Lacquer finish.
  • This particular suitability results from a Wsa value of at most 0.40 ⁇ m, typically at most 0.35 ⁇ m, in particular smaller than 0.30 ⁇ m, which stands for minimized waviness of the flat steel product surface.
  • the degree of dressing D defined above according to the invention after the heat treatment (steps b)) provided temper rolling (step c)) is 0.4 to 0.7%. With a D grade of less than 0.4%, a deformation of the flat steel product insufficient for optimum forming properties would be achieved. Even with such low degrees of skin pass, the values for the roughness Ra and the peak number RPc which are predetermined according to the invention could not be achieved. However, if the degree of dipping was greater than 0.7%, there would be the risk that too high solidification would be introduced into the steel strip, which in turn would have a negative effect on the forming properties.
  • a skin pass roughness D of more than 0.7% could lead to a roughness Ra which would be outside the range of roughness values prescribed according to the invention in terms of the desired surface properties.
  • the degree of temper rolling D can be set to at least 0.5%. If any negative effect of temper rolling is to be avoided, then the degree of temper rolling D can be limited to a maximum of 0.6%. The latter is particularly useful when the Alloy components of the steel of which a flat steel product according to the invention consists, in each case with contents which are in the areas which have been found to be particularly advantageous above.
  • the skin pass coating Ra acting on the relevant surface of the flat steel product has a roughness Ra of 1.0-2.5 ⁇ m and a peak number RPc of at least 100 per cm. If the roughness Ra of the work roll is smaller than 1.0 ⁇ m or larger than 2.5 ⁇ m, the values of Ra and RPc according to the invention can not be applied to the flat steel product within the limits according to the invention. Forming and painting properties would deteriorate accordingly.
  • the roughness Ra of the temper rolling mill can be set to 1.2-2.3 ⁇ m.
  • the peak number RPc of the skin pass mill roll surface is at least 100 per cm, with higher peak numbers RPc, such as peak number RPc of the stripper, of at least 110 per cm, especially more than 130 per cm, being particularly advantageous.
  • the surface structure of the peripheral surface of the skin pass rolling mill coming into contact with the flat steel product is correspondingly stochastically formed.
  • EDT Electro Discharge Texturing
  • the EDT technique is based on roughening the surface of the roll by spark erosion.
  • the skin pass mill is guided past an electrode in a tank in which a dielectric is located.
  • sparking small craters are beaten into the roll surface.
  • the electrode is connected as anode (+) (ie the current flows away from the roller to the electrode), very inhomogeneous results on the roller Krater, which comes with a higher number of peaks.
  • the current flows to the roller. Results are smooth craters.
  • the cap (-) variant of the EDT technique is based on a capacitor discharge that occurs when the electrode is close enough to the roller.
  • the cap process produces a stochastic texture on the work rolls, as the capacitor capacity varies widely (between 30% and 100%) and thus different sized holes are shot in the roll material.
  • the pulse (+) variant of the EDT technique is based on a principle in which the same amount of energy is always applied to the roller to be textured. As a result, a stochastic surface texture with greater regularity is formed, which, however, offers a sufficiently stochastic distribution of the depressions and tips for the purposes according to the invention.
  • the work roll according to the invention can optionally undergo a post-treatment.
  • the post-treatment can be performed as a SuperFinish treatment.
  • This is a microfinishing process with the aim of removing peaks that are above the mean value of the surface roughness or reducing their number to a minimum.
  • Possibilities of Practical implementation of the SuperFinish process for example, from the DE 10 2004 013 031 A1 or the EP 2 006 037 B1 known.
  • the number of tips changes negligible due to the respective after-treatment.
  • the roughness is distributed unevenly, whereas low or negative Rsk values are associated with a very uniform roughness distribution.
  • temper mill rollers may be hard chrome plated prior to their use in a known manner to optimize their wear resistance.
  • steps b) and c) of the method according to the invention without interruption in a continuous pass.
  • the heat treatment device (step b)) and the temper rolling mill required for the work step c) are set up in a line.
  • the temper rolled according to step c) of the cooled after the step b) and exiting the heat treatment device steel flat product is then carried out in a single skin pass.
  • the temper rolling is to be carried out off-line, ie independently of the heat treatment, several temper rolling passes can also be carried out, again showing that optimum results are achieved if the off-line temper rolling is completed in only one pass.
  • a casting medium may have advantages in terms of a cleaning or lubricating effect during temper rolling.
  • dry-drawing can have the advantage that the flat steel product does not come into contact with any wetting medium and, as a consequence, the risk of corrosion during subsequent storage or further processing of the flat steel product is also minimized.
  • the flat steel products were heat treated in various dimensions in a continuous RTF type heat treatment furnace, then cooled to room temperature and then roll-formed in-line.
  • the heat treatment comprises recrystallizing annealing in which the steel strips B1 - B12 have been heated to a holding temperature T1 of 835 ° C ⁇ 15 ° C, where they have been held for a holding time T1 of 60 s.
  • the steel strips B1-B12 were subjected to an overaging treatment. For this purpose, they were cooled from the holding temperature T1 at a cooling rate CR1 of 8.5 ° C / s to an overaging start temperature T2 which was 530 ⁇ 15 ° C.
  • the steel strips B1 - B12 are then each over an overaging period t2 of 302 seconds cooled to an over-aging end temperature T3 which was 280 ⁇ 15 ° C.
  • the cooling rate CR2 at which the steel strips B1-B12 were cooled from the overaging start temperature T2 to the overaging end temperature T3 was 0.82 ° C / sec.
  • the steel strips B1 - B12 were kept under an annealing atmosphere consisting of 4% by volume of H2 and the balance of N2 and unavoidable impurities. Their dew point was set at -45 ° C ⁇ 2 ° C.
  • the steel strips B1-B12 are still cooled to room temperature under the inert gas atmosphere at a cooling rate CR3 of 3.5 ° C / s and continuously in a four-high rolling stand for temper rolling with back-up rolls and tempering work rolls.
  • the temper rolling rollers of the temper rolling stand were always roughened in the cap (-) mode by means of EDT technology and subjected to hard chromium plating in a manner known per se. All temper rolling tests were carried out without the use of a skin-pass agent (dry-dressing).
  • the parameters of skin pass rolling (dressing degree D, roughness Ra_W and peak number RPc_W of the circumferential surface of the skin pass rolling mill rolls) as well as the width b, thickness d, yield point Rp0,2 determined for the steel strips B1 - B12, Tensile strength Rm, elongation A80 and n value are given in Table 2.
  • the mechanical properties were determined in a quasi-static tensile test according to DIN 6892 with sample position along the rolling direction.
  • Table 2 Also shown in Table 2 are the roughness Ra and peak number RPc determined for the surfaces of the steel strips B1-B12.
  • the center-line arithmetic Ra, Ra_W and peak number RPc, RPc_W were always measured in accordance with the Steel Iron Test Sheet (SEP) 1940 by means of an electric stylus cutter according to ISO 3274.
  • SEP Steel Iron Test Sheet
  • the non-inventive steel strips B11 and B12 prove the importance of the degree of temperament for the success of the invention.
  • the Wsa values are determined for the surfaces of the steel strips B1 - B12.
  • the results are also listed in Table 2. They confirm that the exemplary embodiments according to the invention achieve a Wsa value ⁇ 0.40 ⁇ m and thus offer optimum conditions for a particularly good gloss finish.
  • the measurement of the waviness characteristic value Wsa was carried out according to the Stahl-Eisen-Prüfblatt (SEP) 1941, which was measured on a steel sample which underwent 5% plastic elongation in the Marciniak deepening test.
  • Fig. 1 and Fig. 2 illustrate this by means of a comparison of components which have been produced from a flat and non-inventive steel flat product by forming and painting.
  • Table 1 stolen C Si Mn P al Ti S Cr Nb V Mo N Cu Ni B sn S1 0.0019 0.005 0.11 0,010 0,029 0.072 0,007 0.032 0.001 0.001 0,004 0.0017 0,014 0,021 0.0002 0,004 S2 0.0015 0,006 0.13 0,010 0.026 0,069 0.009 0,045 0.001 0.001 0,006 0.0026 0,017 0,022 0.0002 0,007 S3 0.0023 0.005 0.09 0,008 0.024 0,075 0.005 0,030 0.001 0.001 0.009 0.0027 0,017 0.027 0.0002 0,004 S4 0.0025 0,006 0.09 0,008 0.024 0.073 0,007 0.024 0.001 0,002 0,004 0.0037 0,010 0.016 0.0002 0.005 S5 0.0020 0.005 0.11 0,010 0.026 0.072 0,007 0.028 0.001 0,003 0,003

Description

  • Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes und rekristallisierend geglühtes Stahlflachprodukt mit einer ferritischen Gefügestruktur.
    Stahlflachprodukte dieser Art werden insbesondere im Bereich des Automobilkarosseriebaus eingesetzt, wo besonders hohe Anforderungen an die Verformbarkeit und die optische Erscheinung der aus solchen Stahlflachprodukten geformten Bauteile gestellt werden.
    Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, so handelt es sich dabei um Walzprodukte, wie Stahlbänder oder -bleche sowie daraus gewonnene Zuschnitte und Platinen.
    Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts der in Rede stehenden Art.
    Soweit nachfolgend Angaben zu Gehalten von Legierungen gemacht werden, beziehen diese sich immer auf das Gewicht, soweit nicht anders angegeben. Dagegen beziehen sich Angaben zur Zusammensetzung von Atmosphären immer auf das betrachtete Volumen, solange nicht anders angegeben.
    Für den Karosseriebau oder vergleichbare Anwendungen bestimmte Stahlflachprodukte werden typischerweise mit einer Oberflächenstruktur versehen, die sich durch eine definierte Rauheit und eine ebenso definierte Spitzenverteilung auszeichnet, um den hinsichtlich der Umformbarkeit und Oberflächenanmutung (Lackierbarkeit und Lackglanz) bestehenden kundenspezifischen Anforderungen gerecht zu werden. Ein typisches Beispiel für entsprechende Vorgaben aus dem Bereich der Automobilindustrie ist eine arithmetische Mittenrauheit (im Folgenden kurz "Rauheit" genannt) Ra von 1,1 - 1,6 µm bei einer Spitzenanzahl RPc von mindestens 60 1/cm. Die Rauheit Ra und die Spitzenzahl RPc werden dabei gemäß Stahleisenprüfblatt SEP 1940 mittels eines Tastschnittgeräts nach ISO 3274 bestimmt.
  • Ein weiteres Kriterium zur Bestimmung der für eine optimale Lackierbarkeit und einen optimalen Lackglanz zu erreichenden Oberflächenbeschaffenheit stellt der sogenannte "Welligkeitskennwert Wsa(1 - 5)", im Folgenden kurz "Wsa" genannt, dar, der gemäß Stahl-Eisen-Prüfblatt SEP 1941:2012-05 nach 5 % plastischer Dehnung im Marciniak-Tiefungsversuch ermittelt wird. Typische Anforderungen liegen bei Wsa-Werten von 0,35 µm bis 0,40 µm. Besonders guter Lackglanz stellt sich bei Wsa-Werten von ≤ 0,35 µm, insbesondere < 0,30 µm, ein. Um derart niedrige Wsa-Werte zu erzielen, werden Spitzenanzahlen RPc von mindestens 75 1/cm und Rauheiten Ra von 0,9 - 1,4 µm gefordert.
  • Die Einstellung der Werkstoffkennwerte Ra und RPc erfolgt bei der Erzeugung von kaltgewalzten Stahlflachprodukten typischerweise durch Dressieren nach dem rekristallisierenden Glühen, das die Stahlflachprodukte nach dem Kaltwalzen durchlaufen, um ihre optimale Verformbarkeit zu gewährleisten.
  • Unter "Dressieren" ist hierbei ein nach dem rekristallisierenden Glühen absolviertes An- bzw. Nachwalzen zu verstehen, bei dem das Stahlflachprodukt einer geringen Verformung von ca. 0,2 - 2,0 % unterzogen wird, die hier als "Dressiergrad" bezeichnet wird. Der Dressiergrad wird dabei durch einen Vergleich der Umfangsgeschwindigkeiten der Umlenkrollen, die mit Wegerfassungsgebern versehen sind, vor und hinter dem Walzgerüst bestimmt, in dem das Stahlflachprodukt dressiergewalzt wird. Aus der Wegdifferenz der Umlenkrollen (Weg Einlauf s1, Weg Auslauf s2) folgt der Dressiergrad D als D = [(s2-s1)/s1]*100.
  • Die kombinierte Anforderung "hohe Spitzenzahl RPc" und "hohe Rauheit Ra" stellt eine komplexe Fertigungsaufgabe dar, die grundsätzlich gilt. Dies ergibt sich daraus, dass eine zur Erzielung von hohen Ra-Werten erforderliche hohe Walzenrauheit grundsätzlich eine geringe Spitzenzahl RPc nach sich zieht, da die zunehmende Oberflächenzerklüftung (= Rauheit) der Walze den Abstand von Wellenberg zu Wellenberg auf der Walzenoberfläche auseinander treibt und somit die Anzahl der am Stahlflachprodukt abbildbaren Spitzen verringert. Erschwerend kommt der Umstand hinzu, dass bereits beim trockenen Dressieren beim Übertrag der auf der Walzenoberfläche vorhandenen Spitzen auf das jeweils gewalzte Stahlflachprodukt ein Spitzenübertragungsverlust von ca. 20 % zu Buche schlägt.
  • Hinzu kommt die Regel, dass im Fall, dass der Dressiergrad D zu hoch gewählt ist, die Rauheit Ra zu hoch wird. Wird hingegen der Dressiergrad D zu niedrig angesetzt, könnte es insbesondere bei breiten Bandabmessungen zu nicht ausdressierten Bandrändern kommen. Dort sind dann die erzielten Ra- und RPc-Werte zu niedrig.
  • Der Dressiergrad D kann auch in Hinblick auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlsubstrats nicht beliebig variiert werden. Ein zu niedriger Dressiergrad D wirkt einer ausgeprägten Streckgrenze nur unzureichend entgegen. Durch einen zu hohen Dressiergrad D kann dagegen die Festigkeit des Stahlsubstrates aufgrund zu intensiver Kaltverfestigung nicht-korrigierbar hoch ausfallen.
  • Die Herausforderungen an das Dressierwalzen verschärfen sich, je weicher, breiter und dünner das zu erzeugende Stahlflachprodukt ist. Unter "weich" wird hier ein Stahl verstanden, der im rekristallisierten Zustand und nach dem Dressierwalzen eine Dehngrenze Rp0,2 von höchstens 180 N/mm2 und eine Zugfestigkeit Rm von höchstens 340 N/mm2 besitzt. Dies hat in der Praxis zur Folge, dass sich derzeit Stahlflachprodukte der hier in Rede stehenden Art mit automobiltypischen Abmessungen nur mit großem Aufwand mit der gewünschten Betriebssicherheit erzeugen lassen. Besonders kritisch erweisen sich dabei Stähle mit einer Dehngrenze Rp0,2 von max. 150 MPa und einer Zugfestigkeit Rm von höchstens 310 MPa.
  • Es sind verschiedene Vorschläge bekannt, diesen Aufwand in der Praxis beherrschbar zu machen und Stahlflachprodukte zu produzieren, die optimale Voraussetzungen für eine Lackierung mit auch strengsten Anforderungen genügendem Glanzbild schaffen sollen.
  • Ein Beispiel hierfür ist das aus der EP 0 234 698 B1 bekannte Verfahren zur Herstellung eines zum Anstreichen geeigneten Stahlblechs. Dieses Verfahren sieht vor, dass in die Oberfläche einer Dressierwalze mittels eines Energiestrahls ein regelmäßiges Muster von Vertiefungen erzeugt wird. Das zu bearbeitende Stahlflachprodukt wird mittels zweier Arbeitswalzen dressiergewalzt, von denen mindestens eine in der voranstehend angegebenen Weise bearbeitet ist. Die über das Dressierwalzen erzielte Querschnittsverminderung soll dabei nicht weniger als 0,3 % betragen, um das Muster von der Arbeitswalze auf die Oberfläche des Stahlblechs zu übertragen. Auf diese Weise soll ein Stahlblech erhalten werden, das eine durchschnittliche Oberflächenrauheit Ra innerhalb des Bereichs von 0,3 bis 3,0 µm und eine die Oberflächenrauheit bildende mikroskopische Form aufweist, die aus trapezförmigen Erhebungsbereichen mit einer planen oberen Fläche, nutähnlichen Vertiefungsbereichen, die derart ausgebildet sind, dass sie einen Erhebungsbereich vollständig oder teilweise umgeben, und planen Mittelbereichen besteht, die derart zwischen den Erhebungsbereichen außerhalb der Vertiefungsbereiche ausgebildet sind, dass sie höher als der Boden der Vertiefungsbereiche und tiefer oder von gleicher Höhe sind als die oberen Flächen der Erhebungsbereiche. Gleichzeitig sollen die Erhebungen und Vertiefungen bestimmte geometrische Abhängigkeiten unter anderem vom Durchmesser der in die Dressierarbeitswalze eingeformten Vertiefungen aufweisen.
  • Ein vergleichbarer Vorschlag ist in der DE 36 86 816 T2 gemacht worden. Auch dort ist vorgeschlagen worden, in die Oberfläche eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts ein gleichmäßiges Oberflächenrauheitsmuster einzubringen, das zu einer Oberflächenrauheit Ra von 0,3 - 2,0 µm führt.
  • Aus der WO 2011/162135 A1 sind schließlich ein dünnes kaltgewalztes Stahlblech und ein Verfahren zu dessen Herstellung bekannt. Das Stahlblech besteht dabei aus einem Stahl mit in Gew.-%, 0,10 % oder weniger C, 0,05 % oder weniger Si, 0,1 - 1,0 % Mn, 0,05 % oder weniger P, 0,02 % oder weniger S, 0,02 - 0,10 % Al, weniger als 0,005 % N und als Rest aus Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen. Das so beschaffene Stahlblech wird einer Glühbehandlung unterzogen, bei der es für mindestens 30 s bei einer Glühtemperatur von 730 - 850 °C geglüht und anschließend auf eine höchstens 600 °C betragende Temperatur mit einer Abkühlrate von mindestens 5 °C/s abgekühlt wird. Das danach erhaltene kaltgewalzte geglühte Stahlflachprodukt weist ein hauptsächlich aus Ferrit bestehendes Gefüge auf, das einen durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser von 5 - 30 µm besitzt. Abschließend wird das Stahlflachprodukt unter Verwendung einer Walze dressiergewalzt, deren Oberflächenrauhigkeit Ra höchstens 2 µm beträgt. Das über das Dressierwalzen erzielte Streckverhältnis wird dabei in Abhängigkeit vom durchschnittlichen Kristallkorndurchmesser des dünnen kaltgewalzten geglühten Blechs eingestellt.
  • Aus der EP 2 508 629 A1 ist ein Verfahren zur Herstellung eines nicht-kornorientierten Stahls bekannt, der 0,1-1% Si, 0,005-1,0% Al, höchstens 0,004 % C, 0,10-1,50% Mn, höchstens 0,2% P, höchstens 0,05% S, höchstens 0,002 % N, höchstens 0,006 % Nb+V+Ti und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthält.
  • Aus der DE 197 01 443 A1 sind ein Blech oder Band, welches eine Streckgrenze Rp0,2 > 200 N/mm2 aufweist, und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Bleches oder Bandes bekannt.
  • Aus der EP 0 484 960 A2 sind ein kaltgewalztes Stahlband, welches einen r-Wert in 45°-Richtung von mindestens 1,90 aufweist, und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen bekannt.
  • Aus EP 1 111 081 A1 sind ein mit Nb legierter ultra-low carbon Stahl, der nahezu keine Niobkarbide enthält, und ein Verfahren zu seiner Herstellung bekannt.
  • Aus EP 2 700 731 A1 sind ein mit Bor legiertes Stahlblech, welches ein Bor-Stickstoff-Verhältnis B/N=(B (mass%))/10,81)/(N (mass%)/14,01) von kleiner oder gleich 3,0 aufweist, und ein Verfahren zu seiner Herstellung bekannt.
  • Aus DE 196 22 164 C1 ist ein Verfahren zur Erzeugung eines kaltgewalzten Stahlblechs oder -bandes, welches 0,01-0,08% C aufweist, bekannt.
  • Aus DE 10 2012 017 703 A1 sind ein Flachprodukt aus einem Metallwerkstoff, welches eine Oberflächenstruktur mit einer arithmetischen Mittenrauheit von 0,3-3,6 µm und einer Spitzenzahl von 45-180 1/cm aufweist, und ein Verfahren zu seiner Herstellung bekannt.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Stahlflachprodukt anzugeben, das eine optimierte Umformbarkeit und hervorragende Lackiereigenschaften besitzt und sich dabei wirtschaftlich und betriebssicher herstellen lässt.
  • Ebenso sollte ein Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts angegeben werden.
  • In Bezug auf das Stahlflachprodukt hat die Erfindung diese Aufgabe dadurch gelöst, dass ein solches Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 1 beschaffen ist.
  • Ein Verfahren, das die betriebssichere Erzeugung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts erlaubt, ist in Anspruch 5 angegeben.
  • Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
  • Ein kaltgewalztes und rekristallisierend geglühtes erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt mit einer ferritischen Gefügestruktur besteht demnach aus einem Stahl mit folgender Zusammensetzung (in Gew.-%):
    • C: 0,0001 - 0,003 %,
    • Si: 0,001 - 0,025 %,
    • Mn: 0,05 - 0,20 %,
    • P: 0,001 - 0,015 %,
    • Al: 0,02 - 0,055 %,
    • Ti: 0,01 - 0,1 %,
  • Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Stahl zusätzlich folgende optionale Legierungselemente enthalten kann:
    • Cr: 0, 001 - 0, 05 %,
    • V: bis zu 0,005 %,
    • Mo: bis zu 0,015 %,
    • N: 0,001 - 0,004 %,
    wobei zu den unvermeidbaren Verunreinigungen B, Cu, Nb, Ni, Sb, Sn und S zählen, deren Anteil in Summe höchstens 0,2 Gew.-% ist,
    und weist
    • eine Dehngrenze Rp0,2 von bis zu 180 MPa,
    • eine Zugfestigkeit Rm von bis zu 340 MPa,
    • eine Bruchdehnung A80 von mindestens 40 %,
    • einen n-Wert von mindestens 0,23
      sowie an mindestens einer seiner Oberflächen
    • eine arithmetische Mittenrauheit Ra von 0,8 - 1,6 µm
      und
    • eine Spitzenzahl RPc von mindestens 75 1/cm auf.
  • Dabei sind die die Mittenrauheit Ra und die Spitzenzahl RPc bedingenden, in die Oberfläche eingeformten Vertiefungen und Spitzen stochastisch verteilt.
  • Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besteht somit aus einem weichen Stahl, der eine Dehngrenze Rp0,2 von bis zu 180 MPa, insbesondere von weniger als 150 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von bis zu 340 MPa, insbesondere von weniger als 310 MPa, besitzt und dabei mit einer Bruchdehnung A80 von mindestens 40 % eine hohe Dehnung und einen hohen n-Wert von mindestens 0,23 besitzt. Mit dieser Eigenschaftskombination ist er für eine Umformung, insbesondere für ein Tiefziehen, optimal geeignet.
  • Gleichzeitig weist ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt eine durch eine arithmetische Mittenrauheit Ra von 0,8 - 1,6 µm und eine Spitzenzahl RPc von mindestens 75 1/cm gekennzeichnete Oberflächenbeschaffenheit auf, die ihm eine hervorragende Eignung für eine Lackierung mit optimiertem Lackglanz verleiht. So erreichen erfindungsgemäße Oberflächenstrukturen sicher Wsa-Werte von höchstens 0,40 µm, typischerweise höchstens 0,35 µm, insbesondere kleiner als 0,30 µm, und zwar insbesondere auch dann, wenn die erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte in einem für automobiltechnische Anwendungen typischen Abmessungsspektrum mit Dicken von bis zu 1,0 mm und Breiten von mindestens 1000 mm vorliegen.
  • Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist seine besondere Eignung für die Umformung und Lackierung im unbeschichteten oder mit einer metallischen Schutzschicht belegten Zustand auf.
  • Im Fall, dass eine solche metallische Beschichtung vorgesehen ist, sollte sie durch elektrolytisches Beschichten aufgetragen werden. Durch Anwendung bekannter elektrolytischer Verfahren wird sichergestellt, dass da die Oberflächenstruktur des erfindungsgemäß dressierten Stahlbandes an der Oberfläche des mit der metallischen Beschichtung belegten Stahlflachprodukts erhalten bleibt. Als metallische Schutzschicht eignet sich dabei insbesondere eine elektrolytisch aufgetragene Schicht auf Basis von Zink.
  • Alternativ oder ergänzend zu einer metallischen Schutzbeschichtung der voranstehend genannten Art kann das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt auch mit einer anorganischen oder einer organischen Beschichtung beschichtet werden. Mit anorganischer Beschichtung ist eine für Bandprozesse typische Passivschicht, z. B. als Phosphatierung oder Chromatierung gemeint. Mit organischer Beschichtung ist eine für Bandprozesse typische Dickschichtpassivierung, z. B. auf Basis Cr(III)-haltiger Verbindungen gemeint. Dabei können an sich ebenfalls bekannte Beschichtungsmittel zur Anwendung kommen, die üblicherweise eingesetzt werden, um die Lackhaftung, das Reibverhalten im Umformwerkzeug und desgleichen zu verbessern.
  • Die auf der erfindungsgemäß beschaffenen Oberfläche eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ausgebildete Oberflächentextur ist durch eine stochastische Verteilung der Vertiefungen und Spitzen gekennzeichnet, die den erfindungsgemäßen Rauheitswert Ra und die erfindungsgemäße Spitzenzahl RPc bestimmen.
  • Stochastische Oberflächentexturen, wie sie erfindungsgemäß vorgeschrieben sind, sind unregelmäßige Oberflächentexturen, die gekennzeichnet sind durch eine unregelmäßige statistische Verteilung der Gestaltungsmerkmale wie z. B. Vertiefungen, die untereinander wiederum in Abstand, Form und Größe variieren können. Deterministische Oberflächentexturen sind dagegen regelmäßige Oberflächentexturen, die durch eine regelmäßige Verteilung gleichartiger Gestaltungsmerkmale gekennzeichnet sind.
  • Eine stochastische Oberflächentexturierung ist erfindungsgemäß angestrebt, um im geölten bzw. gefetteten Zustand das Reibverhalten zwischen Stahloberfläche und Werkzeug während Umformprozessen zu optimieren. In einem werkzeuggebundenen Umformprozess, insbesondere beim Tief- oder Streckziehen, zeichnet sich eine stochastische Oberflächenstruktur dadurch aus, dass bei hohen Druckbeanspruchungen der Schmierstoff über Mikrokanäle, welche sich zwischen den Bergen und Tälern der Oberflächentextur auftun, aus der Beanspruchungszone abfließen kann. Gegenüber den stärker isolierten Schmiertaschen einer deterministischen Oberflächentexturierung erlaubt dieses feingliedrigere Netz von Mikrokanälen eine gleichmäßigere Verteilung des Schmierstoffes über die gesamte Oberfläche, an der es im Umformprozess zu einem Kontakt zwischen Werkzeug und Stahlflachprodukt kommt. Des Weiteren gewährleistet eine stochastische Grundstruktur Verlaufs- und Haftungseigenschaften für organische oder metallische Beschichtungen, die erforderlichenfalls zusätzlich auf das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt aufgebracht werden können.
  • Der Rauheitswert Ra sollte bei der erfindungsgemäßen Oberfläche eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nicht kleiner als 0,8 µm sein, da die Oberfläche andernfalls zu glatt ist. Der Rauheitswert Ra sollte aber auch nicht größer als 1,6 µm sein, weil die Oberfläche dann zu rau ist, um optimierte Umformeigenschaften zu erzielen. Um die Vorteile der Erfindung betriebssicher nutzen zu können, können Rauheitswerte Ra von 0,9 - 1,4 µm vorgesehen werden.
  • Die Spitzenzahl RPc sollte nicht kleiner als 75 pro cm sein, weil sich dies negativ auf den Wsa-Wert auswirken würde. Indem die Spitzenzahl auf mindestens 75 1/cm festgelegt ist, ist sichergestellt, dass der Wsa-Wert eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nicht über 0,40 µm, insbesondere nicht über 0,35 µm steigt und eine Lackierung einen optimalen Lackglanz erzielt. Höhere Spitzenzahlen führen zu weiter verbesserten Wsa-Werten der erfindungsgemäß beschaffenen Oberfläche eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Auf diese Weise lassen sich die Wsa-Werte erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte von kleiner als 0,30 µm erzielen. Wsa-Werte von höchstens 0,40 µm werden betriebssicher erreicht, wenn die Spitzenzahl RPc für die erfindungsgemäß beschaffene Oberfläche auf mindestens 75 pro cm festgelegt wird. Wsa-Werte von höchstens 0,35 µm stellen sich ein, wenn die Spitzenzahl RPc für die erfindungsgemäß beschaffene Stahlflachprodukt-Oberfläche auf mindestens 80 pro cm festgelegt wird. Wsa-Werte von weniger als 0,30 µm lassen sich schließlich dadurch gewährleisten, dass für die Spitzenzahl RPc ein Mindestwert von 90 pro cm festgelegt wird.
  • Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt enthält als Pflichtlegierungselemente C, Si, Mn, P, Al und Ti mit folgender Maßgabe:
    Der C-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt 0,0001 - 0,003 Gew.-%. C ist unvermeidbar in der Stahlschmelze enthalten, so dass C-Gehalte von mindestens 0,0001 Gew.-% stets in einem erfindungsgemäßen Stahl feststellbar sind. Ein C-Gehalt oberhalb von 0,003 Gew.-% verschlechtert jedoch das angestrebte Umformvermögen durch einen zu starken Verfestigungsbeitrag des Kohlenstoffs. Dies kann dadurch sicher verhindert werden, dass der C-Gehalt auf 0,002 Gew.-% oder weniger abgesenkt wird.
  • Si ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,001 - 0,025 Gew.-% vorhanden. Auch Si ist unvermeidbar in der Stahlschmelze enthalten. Ein Si-Anteil oberhalb der erfindungsgemäßen Grenze von 0,025 Gew.-% verschlechtert jedoch das Umformvermögen durch einen zu starken Verfestigungsbeitrag. Um negative Einflüsse der Anwesenheit von Si zu vermeiden, kann der Si-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,015 Gew.-% beschränkt werden.
  • Mn ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,05 - 0,20 Gew.-% vorhanden. Mn-Gehalte, die in diesem Bereich liegen, tragen optimal zum Umformvermögen eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei. Bei außerhalb des erfindungsgemäß vorgegebenen Bereichs liegenden Mn-Gehalten kommt es zu einem zu geringen oder zu hohen Betrag durch Mischkristallverfestigung. Ein optimaler Einfluss der Anwesenheit von Mn im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt kann dadurch gesichert werden, dass der Mn-Gehalt auf höchstens 0,15 Gew.-% beschränkt wird.
  • P ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,001 - 0,015 Gew.-% vorgesehen. Auch P ist unvermeidbar in der Stahlschmelze enthalten und liefert einen Beitrag zur Mischkristallverfestigung. Ein P-Anteil oberhalb der erfindungsgemäßen Grenze verschlechtert jedoch das angestrebte Umformvermögen und zeigt negative Auswirkungen auf das angestrebte Lackierergebnis. Um die positiven Einflüsse der Anwesenheit von P durch Mischkristallverfestigung zu nutzen und gleichzeitig negative Einflüsse sicher auszuschließen, kann der P-Gehalt auf höchstens 0,012 Gew.-% beschränkt werden.
  • Al ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,02 - 0,055 Gew.-% vorhanden. Al dient bei der Stahlerzeugung zur Beruhigung der Stahlschmelze und muss daher innerhalb der erfindungsgemäßen Grenzen zulegiert werden. Ein Al-Anteil oberhalb der erfindungsgemäß vorgesehenen Obergrenze des Al-Gehalts verschlechtert jedoch das angestrebte Umformvermögen. Optimal nutzen lässt sich der positive Einfluss von Al in der Legierung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts dadurch, dass der Al-Gehalt auf höchstens 0,03 Gew.-% beschränkt wird.
  • Ti ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,01 - 0,1 Gew.-% vorhanden. Ti dient zur Abbindung interstitieller Legierungselemente und trägt so zur Ausscheidungsverfestigung bei. Bei einem Ti-Gehalt von weniger als 0,01 Gew.-% liegen interstitielle Legierungselemente weiterhin gelöst im Kristallgitter vor, was sich negativ auf das angestrebte Umformvermögen auswirkt. Durch oberhalb von 0,1 Gew.-% liegende Ti-Gehalte wird das Umformvermögen nicht zusätzlich verbessert. Die positiven Einflüsse der Anwesenheit von Ti lassen sich dann mit hoher Sicherheit nutzen, wenn der Ti-Gehalt 0,05 - 0,09 Gew.-% beträgt.
  • Neben den voranstehend genannten, in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt stets vorhandenen Legierungselementen kann ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt wahlweise zusätzlich folgende Legierungselemente enthalten, um bestimmte Eigenschaften zu erzielen oder einzustellen:
    Cr kann in Gehalten von 0,001 - 0,05 Gew.-% einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zugegeben werden, so dass sich die Anwesenheit von Cr bei derart geringen Gehalten positiv auf die mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, insbesondere dessen Dehngrenze und Zugfestigkeit, auswirkt. Ein Cr-Anteil oberhalb des erfindungsgemäß vorgesehen Bereichs verschlechtert jedoch das angestrebte Umformvermögen.
  • In gleicher Weise kann V optional der Stahlschmelze zulegiert sein, um ebenfalls zur Abbindung interstitieller Legierungselemente und damit zu einer Ausscheidungsverfestigung beizutragen. Hierzu kann V im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von bis zu 0,005 Gew.-% vorhanden sein.
  • Mo kann optional in Gehalten von bis zu 0,015 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden sein, um zur Mischkristallverfestigung zu dienen. Ein Mo-Anteil oberhalb der erfindungsgemäßen Grenze verschlechtert das angestrebte Umformvermögen jedoch.
  • Grundsätzlich sind Gehalte an N im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt den technisch unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen. In Gehalten von 0,001 - 0,004 Gew.-% kann N aber durch TiN-Bildung zusätzlich einer Ausscheidungsverfestigung dienen. Ist der Anteil an N größer als 0,004 Gew.-%, besteht die Gefahr, dass Stickstoff gelöst im Kristallgitter vorliegt und eine ausgeprägte Streckgrenze verursacht, die eine schlechte Tiefziehverformbarkeit bedingt. Daher ist der optional vorgesehene N-Gehalt optimalerweise auf höchstens 0,003 Gew.-% begrenzt, um die angestrebten Umformeigenschaften zu sichern.
  • Neben den voranstehend genannten Legierungselementen und Eisen als Hauptbestandteil eines erfindungsgemäßen Stahls können technisch unvermeidbare Verunreinigungen im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden sein. Hierzu zählen B, Cu, Nb, Ni, Sb, Sn und S, deren Anteil in Summe höchstens 0,2 Gew.-% ist, wobei im Fall der Anwesenheit von Nb, B oder Sb für diese Verunreinigungen folgende spezielle Maßgaben gelten: Sb-Gehalt höchstens 0,001 Gew.-%, Nb-Gehalt höchstens 0,002 Gew.-% und B-Gehalt höchstens 0,0005 Gew.-%.
  • Erfindungsgemäß beschaffene Stahlflachprodukte lassen sich beispielsweise durch die erfindungsgemäße Art und Weise der Herstellung betriebssicher erzeugen.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts umfasst hierzu folgende Arbeitsschritte:
    1. a) Bereitstellen eines walzharten, kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit ferritischer Gefügestruktur, das entsprechend den voranstehenden Erläuterungen aus einem Stahl mit folgender Zusammensetzung besteht (in Gew.-%):
      • C: 0,0001 - 0,003 %,
      • Si: 0,001 - 0,025 %,
      • Mn: 0,05 - 0,20 %,
      • P: 0, 001 - 0,015 %,
      • Al: 0,02 - 0,055 %,
      • Ti: 0,01 - 0,1 %,
      Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Stahl zusätzlich folgende optionale Legierungselemente enthalten kann:
      • Cr: 0,001 - 0,05 %,
      • V: bis zu 0,005 %,
      • Mo: bis zu 0,015 %,
      • N: 0,001 - 0,004 %,
      wobei zu den unvermeidbaren Verunreinigungen B, Cu, Nb, Ni, Sb, Sn und S zählen, deren Anteil in Summe höchstens 0,2 Gew.-% ist;
    2. b) im kontinuierlichen Durchlauf durch einen Glühofen erfolgendes Wärmebehandeln des Stahlflachprodukts unter einer Glühatmosphäre, die bei einem Taupunkt von -10 °C bis -60 °C aus 1 - 7 Vol.-% H2 und als Rest aus N2 und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
      • wobei das Stahlflachprodukt zum rekristallisierenden Glühen
        • bis zu einer Haltetemperatur T1 von 750 - 860 °C aufgeheizt wird,
        • bei der Haltetemperatur T1 für eine Zeit t1 von 30 - 90 s gehalten wird,
      • wobei das Stahlflachprodukt für eine anschließende Überalterungsbehandlung
        • von der Haltetemperatur T1 mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit CR1 von 2 - 100 °C/s auf eine Überalterungsstarttemperatur T2 von 400 - 600 °C abgekühlt wird,
        • nach dem Abkühlen auf die Überalterungsstarttemperatur T2 über eine Zeit t2 von 30 - 400 s mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit CR2 von 0,5 - 12 °C/s auf eine Überalterungsendtemperatur T3 von 250 - 350 °C abgekühlt wird, und
      • wobei das Stahlflachprodukt nach dem Abkühlen auf die Überalterungsendtemperatur T3 mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit CR3 von 1,5 - 5,0 °C/s auf Raumtemperatur abgekühlt wird;
    3. c) Dressierwalzen des rekristallisierend geglühten Stahlflachprodukts mit einem Dressiergrad D von 0,4 - 0,7 % unter Verwendung einer Dressier-Arbeitswalze, deren mit dem Stahlflachprodukt in Kontakt kommende Umfangsfläche eine arithmetischen Mittenrauheit Ra von 1,0 - 2,5 µm und eine Spitzenanzahl RPc von mindestens 100 1/cm besitzt, wobei die die Mittenrauheit Ra und die Spitzenzahl RPc bedingenden, in die Oberfläche der Dressier-Arbeitswalze eingeformten Vertiefungen und Spitzen stochastisch verteilt vorliegen.
  • Im Arbeitsschritt b) des erfindungsgemäßen Verfahrens werden die für die Wärmebehandlung des Stahlflachprodukts vorgesehenen jeweiligen Teilschritte in einem Durchlaufofen absolviert. Der Wärmebehandlungsprozess erfolgt als im kontinuierlichen Durchlauf absolvierte Glühung, weil sich auf diese Weise die einzelnen Teilschritte der Wärmebehandlung homogen aneinander fügen. Aus dem unterbrechungsfreien Ablauf resultiert eine deutlich geringere Streuung der mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts über dessen Länge und Breite.
  • In dem für die kontinuierlich ablaufende Wärmebehandlung in der Praxis vorgesehenen Durchlaufofen können einzelne Abschnitte in an sich bekannter Weise beispielsweise nach Art eines DFF- (Direct Fired Furnace), eines DFI- (Direct Flame Impingement) oder eines NOF-(Non Oxidizing Furnace) Ofens direkt oder beispielsweise nach Art eines RTF-(Radiant Tube Furnace) Ofen indirekt beheizt sein.
  • Das Abkühlen des Stahlflachprodukts auf die Überalterungsstarttemperatur T2 sowie das Schlusskühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur können in konventioneller Weise durch Aufblasen von Gas, z. B. N2, H2 oder einem Gemisch daraus, durch Aufgeben von Wasser, Nebel oder durch eine Abkühlung über Kontakt zu Kühlrollen durchgeführt werden, wobei jede dieser Maßnahmen auch in Kombination mit einer oder mehreren der anderen Kühlmaßnahmen durchgeführt werden kann.
  • Für das rekristallisierende Glühen ist eine Haltetemperatur T1 vorgesehen, die im Temperaturbereich von 750 - 860 °C liegt. Bei unterhalb von 750 °C liegenden Glühtemperaturen kann die vollständige Rekristallisation des Gefüges des Stahlflachprodukts nicht mehr sicher erreicht werden. Bei Temperaturen von mehr als 860 °C besteht hingegen die Gefahr von Grobkornbildung. Beides würde sich negativ auf die Umformeigenschaften auswirken. Optimale Ergebnisse der rekristallisierenden Glühung werden erhalten, wenn die Temperatur T1 800 - 850 °C beträgt.
  • Die Dauer t1, über die das Stahlflachprodukt beim rekristallisierenden Glühen auf der Haltetemperatur T1 gehalten wird, beträgt 30 - 90 Sekunden, um optimale Umformeigenschaften des erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts zu sichern. Würde t1 weniger als 30 Sekunden betragen, so könnte eine vollständige Rekristallisation des Gefüges nicht mehr betriebssicher erreicht werden. Bei einer Haltezeit t1, die länger als 90 Sekunden ist, würde wiederum die Gefahr von Grobkornbildung bestehen.
  • Nach dem Halten auf der Haltetemperatur T1 wird das Stahlflachprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit CR1 von 2 - 100 °C/s auf die Überalterungsstarttemperatur T2 abgekühlt. Die Abkühlgeschwindigkeit CR1 ist dabei so gewählt, dass ein Stahlflachprodukt mit optimalen Umformeigenschaften erhalten wird. Eine Mindestabkühlgeschwindigkeit CR1 von 2 °C/s ist erforderlich, um eine Grobkornbildung zu vermeiden. Liegt dagegen die Abkühlgeschwindigkeit CR1 oberhalb von 100 °C/s würde sich zu feines Korn bilden, was ebenfalls der angestrebten guten Umformbarkeit entgegenstehen würde.
  • Die Überalterungsstarttemperatur T2 beträgt mindestens 400 °C, weil bei darunter liegenden Temperaturen die für die Abkühlung auf die Überalterungsstarttemperatur T2 erforderliche Kühlleistung hoch, die Werkstoffeigenschaften jedoch nicht mehr zusätzlich positiv beeinflusst würden. Läge die Überalterungsstarttemperatur T2 dagegen oberhalb von 600 °C, so würde die Rekristallisation nicht nachhaltig genug abgebrochen und es würde die Gefahr von Grobkornbildung bestehen. Mit einer 400 - 600 °C, insbesondere 400 - 550 °C, betragenden Überalterungsstarttemperatur T2 lassen sich optimierte Umformeigenschaften erzielen.
  • Ausgehend von der Überalterungsstarttemperatur wird das Stahlflachprodukt über eine Dauer t2 von 30 - 400 Sekunden einer Überalterungsbehandlung unterzogen, bei der es mit einer Abkühlgeschwindigkeit CR2 von 0,5 - 12 °C/s auf die Überalterungsendtemperatur T3 abgekühlt wird. Würde die Zeit t2 weniger als 30 Sekunden betragen, so wäre die Zeit zu kurz, in der sich die interstitiellen Legierungsatome per Diffusion im rekristallisierten Gefüge des Stahlflachprodukts gleichmäßig verteilen können. Dies würde sich negativ auf die Umformeigenschaften auswirken. Eine Überalterungsbehandlung, die länger als 400 Sekunden dauert, würde keinen zusätzlichen positiven Effekt erzielen. Eine Abkühlgeschwindigkeit CR2 von mindestens 0,5 °C/s wird eingestellt, um die Überalterungsbehandlung innerhalb einer praxisgerechten Zeit abzuschließen. Würde dagegen eine oberhalb von 12 °C/s liegende Abkühlgeschwindigkeit CR2 eingestellt, so wäre die Dauer t2 der Überalterungsbehandlung zu kurz. Es würde dann zu wenig Zeit für die Diffusion der interstitiellen Legierungselemente zur Verfügung stehen, wodurch wiederum die Umformeigenschaften verschlechtert würden.
  • Die Endtemperatur T3 der Überalterungsbehandlung liegt erfindungsgemäß bei 250 - 350 °C. Läge die Überalterungsendtemperatur T3 über 350 °C, so würde das Stahlflachprodukt zu heiß in die Schlusskühlung übergeleitet, was sich negativ auf die Oberflächenqualität und somit die Lackiereigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken würde. Eine unterhalb von 250 °C liegende Überalterungsendtemperatur T3 würde hingegen keinen zusätzlichen positiven Effekt haben.
  • Die Teilarbeitsschritte des Arbeitsschritts b) werden unter einer Schutzgas-Glühatmosphäre durchgeführt, die einen Wasserstoff-Gehalt von 1 - 7 Vol.-% besitzt und im Übrigen aus Stickstoff und technisch unvermeidbaren Verunreinigungen besteht. Bei einem H2-Anteil von weniger als 1,0 Vol.-% bestünde die Gefahr von Oxidbildung auf der Oberfläche des Stahlflachprodukts, wodurch sich seine Oberflächenqualität und somit seine Lackiereigenschaften verschlechtern würden. Ein H2-Gehalt der Glühatmosphäre oberhalb von 7,0 Vol.-% würde hingegen keinen zusätzlichen positiven Effekt bringen und wäre auch aus Sicht der Betriebssicherheit problematisch.
  • Der Taupunkt der Glühatmosphäre liegt erfindungsgemäß bei -10 °C bis -60 °C. Läge der Taupunkt der Glühatmosphäre oberhalb von -10 °C, so bestünde ebenfalls die Gefahr von hinsichtlich der angestrebten Oberflächen unerwünschter Oxidbildung auf der Oberfläche des Stahlflachprodukts. Ein Taupunkt unterhalb von -60 °C wäre nur mit großem Aufwand im groß-technischen Maßstab zu realisieren und würde auch keinen zusätzlichen positiven Effekt haben. Optimale Betriebsbedingungen ergeben sich, wenn der Taupunkt der Glühatmosphäre -15 °C bis -50 °C beträgt.
  • Die nach Ende der Überalterungsbehandlung einsetzende Abkühlung des Stahlflachprodukts läuft unter der schon erläuterten Schutzgasatmosphäre ab. Dabei ist eine Abkühlrate CR3 von 1,5 - 5,0 °C/s vorgesehen. Diese Abkühlrate CR3 ist so gewählt, dass auf wirtschaftliche Weise eine Verschlechterung der Oberflächenbeschaffenheit durch Oxidbildung vermieden wird, zu der es bei einer zu langsamen Abkühlung kommen könnte.
  • Der Arbeitsschritt c) des erfindungsgemäßen Verfahrens ist wesentlich für die besonders gute Eignung erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte für eine Lackierung mit optimiertem Lackglanz. Diese besondere Eignung ergibt sich durch einen Wsa-Wert von höchstens 0,40 µm, typischerweise höchstens 0,35 µm, insbesondere kleiner als 0,30 µm, der für eine minimierte Welligkeit der Stahlflachprodukt-Oberfläche steht.
  • Der oben definierte Dressiergrad D beim erfindungsgemäß nach der Wärmebehandlung (Arbeitsschritte b)) vorgesehenen Dressierwalzen (Arbeitsschritt c)) liegt bei 0,4 - 0,7 %. Bei einem Dressiergrad D von weniger als 0,4 % würde eine für optimale Umformeigenschaften unzureichende Verformung des Stahlflachprodukts erzielt. Auch könnten bei derart geringen Dressiergraden die erfindungsgemäß vorgegebenen Werte für die Rauheit Ra und die Spitzenzahl RPc nicht erreicht werden. Bei einem Dressiergrad D von mehr als 0,7 % bestünde jedoch die Gefahr, dass eine zu hohe Verfestigung in das Stahlband eingebracht wird, was sich wiederum negativ auf die Umformeigenschaften auswirken würde. Des Weiteren könnten Dressiergrade D von mehr 0,7 % zu einer Rauheit Ra führen, die außerhalb des im Hinblick auf die angestrebten Oberflächeneigenschaften erfindungsgemäß vorgegebenen Bereichs der Rauheiten lägen. Um bei besonders breiten Stahlflachprodukten, d. h. Stahlflachprodukten mit einer Breite von typischerweise 1500 mm und mehr, die erfindungsgemäß vorgegebene Oberflächenstruktur mit hoher Betriebssicherheit zu erzeugen, kann der Dressiergrad D auf mindestens 0,5 % eingestellt werden. Soll jeder negative Effekt des Dressierwalzens vermieden werden, so kann dazu der Dressiergrad D auf maximal 0,6 % begrenzt werden. Letzteres bietet sich insbesondere dann an, wenn die Legierungsbestandteile des Stahls, aus dem ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besteht, jeweils mit Gehalten vorhanden sind, die in den oben als besonders vorteilhaft herausgestellten Bereichen liegen.
  • Damit durch das Dressierwalzen in die Oberfläche des Stahlflachprodukts eine Oberflächenstruktur eingeprägt wird, die den im Hinblick auf die Lackierungseigenschaften optimierten erfindungsgemäßen Vorgaben entspricht, weist die auf die betreffende Oberfläche des Stahlflachprodukts wirkende Dressier-Arbeitswalze eine Rauheit Ra von 1,0 - 2,5 µm und eine Spitzenzahl RPc von mindestens 100 pro cm auf. Wäre die Rauheit Ra der Arbeitswalze kleiner als 1,0 µm oder größer als 2,5 µm, so können auf dem Stahlflachprodukt die erfindungsgemäßen Werte von Ra und RPc nicht innerhalb der erfindungsgemäßen Grenzen appliziert werden. Umform- und Lackiereigenschaften würden sich dementsprechend verschlechtern. Um in der Praxis zu gewährleisten, dass die erfindungsgemäß geforderten Rauheitswerte Ra am Stahlflachprodukt betriebssicher erreicht werden, kann die Rauheit Ra der Dressier-Arbeitswalze auf 1,2 - 2,3 µm eingestellt werden.
  • Die Spitzenzahl RPc der Dressier-Arbeitswalzenoberfläche beträgt mindestens 100 pro cm, wobei höhere Spitzenzahlen RPc, wie Spitzenzahlen RPc der Arbeitswalze von mindestens 110 pro cm, insbesondere mehr als 130 pro cm, besonders vorteilhaft sind. Indem hohe Spitzenzahlen RPc von 100 pro cm und mehr an der mit dem Stahlflachprodukt in Kontakt kommenden Umfangsfläche der Dressier-Arbeitswalze vorgesehen sind, ist sichergestellt, dass unter Anwendung der voranstehend erläuterten, den erfindungsgemäßen Vorgaben entsprechenden Dressierparameter die geforderte Spitzenanzahl RPc auf das jeweils dressiergewalzte Stahlflachprodukt übertragen werden.
  • Damit sich auf der jeweiligen Oberfläche des Stahlflachprodukts eine Oberflächenstruktur mit stochastischer Verteilung der Spitzen und Täler ausbildet, ist auch die Oberflächenstruktur der mit dem Stahlflachprodukt in Kontakt kommenden Umfangsfläche der Dressier-Arbeitswalze entsprechend stochastisch ausgebildet.
  • Die erfindungsgemäß vorgesehene Oberflächenstruktur lässt sich beispielsweise in an sich bekannter Weise mittels der für die gezielte Aufrauung von Dressierwalzen etablierten EDT-Technik ("EDT" = Electro Discharge Texturing) im cap(-)- oder Puls(+)-Verfahren herstellen. Eine detaillierte Erläuterung dieser Verfahren findet sich in der Dissertation von Henning Meier, "Über die Aufrauhung von Walzenoberflächen mit Funkenentladungen", TU Braunschweig 1999, Shaker Verlag 1999.
  • Die EDT-Technik basiert darauf, dass die Walzenoberfläche durch Funkenerosion aufgeraut wird. Zu diesem Zweck wird die Dressier-Arbeitswalze in einem Tank, in dem sich ein Dielektrikum befindet, an einer Elektrode vorbeigeführt. Durch Funkenüberschlag werden kleine Krater in die Walzenoberfläche geschlagen. Bei Schaltung der Elektrode als Anode (+) (d. h. der Strom fließt von der Walze weg zur Elektrode hin) entstehen auf der Walze sehr inhomogene Krater, was mit einer höheren Spitzenzahl einhergeht. Im umgekehrten Fall (d. h. Schaltung der Elektrode als Kathode (-)) fließt der Strom zur Walze hin. Resultate sind glatte Krater.
  • Die cap(-)-Variante der EDT-Technik beruht auf einer Kondensatorentladung, zu der es kommt, sobald die Elektrode nah genug an der Walze ist. Das cap-Verfahren produziert eine stochastische Textur auf den Arbeitswalzen, da die Kondensatorkapazität unterschiedlich stark schwankt (zwischen 30 % und 100 %) und somit unterschiedlich große Löcher in das Walzenmaterial geschossen werden.
  • Der Puls(+)-Variante der EDT-Technik liegt ein Prinzip zugrunde, bei dem immer die gleiche Energiemenge auf die zu texturierende Walze aufgebracht wird. Hierdurch bildet sich eine stochastische Oberflächentextur mit größerer Regelmäßigkeit aus, die jedoch eine für die erfindungsgemäßen Zwecke ausreichend stochastische Verteilung der Vertiefungen und Spitzen bietet.
  • Anschließend an die Aufrauung kann die erfindungsgemäße Arbeitswalze optional eine Nachbehandlung erfahren. Bei dieser werden stark herausragende Spitzen der Oberflächenstruktur abgeschliffen, um Verunreinigungen der Stahlflachproduktoberfläche durch abgebrochene Spitzen zu reduzieren. Die Nachbehandlung kann als SuperFinish-Behandlung durchgeführt werden. Hierbei handelt es sich um eine Feinstbearbeitung mit dem Ziel, Spitzen, die über den Mittelwert der Rautiefe herausstehen, abzutragen bzw. deren Anzahl auf ein Minimum zu reduzieren. Möglichkeiten der praktischen Umsetzung des SuperFinish-Verfahrens sind beispielsweise aus der DE 10 2004 013 031 A1 oder der EP 2 006 037 B1 bekannt. Die Spitzenzahl verändert sich durch die jeweilige Nachbehandlung vernachlässigbar gering. Die Oberfläche wird jedoch vergleichmäßigt und der Traganteil erhöht. Dies schlägt sich in einem negativen Rsk-Wert nieder (= Schiefe der Rauheitsverteilung). Bei hohen Rsk-Werten ist die Rauheit demnach ungleichmäßig verteilt, wohingegen geringe bzw. negative Rsk-Werte mit einer sehr gleichmäßigen Rauheitsverteilung einhergehen.
  • Die Dressier-Arbeitswalzen können schlussendlich vor ihrem Einsatz in bekannter Weise hartverchromt werden, um ihre Verschleißbeständigkeit zu optimieren.
  • Aus betrieblicher Sicht vorteilhaft ist es, die Arbeitsschritte b) und c) des erfindungsgemäßen Verfahrens unterbrechungsfrei im kontinuierlichen Durchlauf zu absolvieren. Hierzu werden die Wärmebehandlungseinrichtung (Arbeitsschritt b)) und das für den Arbeitsschritt c) erforderliche Dressierwalzgerüst in einer Linie aufgestellt. Das gemäß Dressierwalzen gemäß Arbeitsschritt c) des nach dem Arbeitsschritt b) abgekühlten und aus der Wärmebehandlungseinrichtung austretenden Stahlflachprodukts wird dann in einem einzigen Dressierstich ausgeführt. Soll das Dressierwalzen dagegen off-line, d. h. unabhängig vom Ablauf der Wärmebehandlung ausgeführt werden, können auch mehrere Dressierwalzstiche ausgeführt werden, wobei sich auch hier zeigt, dass optimale Ergebnisse erzielt werden, wenn das Off-Line-Dressierwalzen in nur einem Stich absolviert wird.
  • Der optionale Einsatz eines Dressiermediums (Nassdressieren) kann Vorteile im Hinblick auf eine Reinigungs- oder Schmierwirkung beim Dressierwalzen haben. Ein Trockendressieren kann demgegenüber den Vorteil haben, dass das Stahlflachprodukt mit keinem Benetzungsmedium in Kontakt kommt und in Folge dessen auch die Gefahr von Korrosionsbildung bei einer anschließenden Lagerung oder Weiterverarbeitung des Stahlflachprodukts minimiert ist.
  • Durch Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens ist es möglich, ein Stahlflachprodukt mit den oben genannten erfindungsgemäßen mechanischen Werkstoffeigenschaften zu erzeugen, welches gleichzeitig die erfindungsgemäße Oberflächenstruktur über die komplette Bandbreite aufweist (vollständig ausdressiert). Durch die erfindungsgemäße Oberflächentexturierung, welche durch den erfindungsgemäßen Vorgaben entsprechende Rauheitswerte Ra und Spitzenzahlen RPc gekennzeichnet ist, lässt sich ein deutlich besserer Lackglanz erzeugen gegenüber einem Vergleichsprodukt mit nicht-erfindungsgemäßer Oberflächentexturierung.
  • Dies soll nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert werden. Dabei zeigen:
    • Fig. 1
    einen Ausschnitt einer lackierten Oberfläche eines aus einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt geformten Automobil-Karosseriebauteils;
    Fig. 2
    einen Ausschnitt einer lackierten Oberfläche eines aus einem nicht erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt geformten Automobil-Karosseriebauteils;
    Fig. 3
    den schematischen Verlauf einer erfindungsgemäßen Wärmebehandlung (Arbeitsschritt b)).
  • Es sind kaltgewalzte, walzharte Stahlflachprodukte in Form von Stahlbändern B1 - B12 aus Stählen S1 - S6 bereitgestellt worden, die die in Tabelle 1 angegebene Zusammensetzung aufwiesen.
  • Die Stahlflachprodukte wurden in verschiedenen Abmessungen in einem kontinuierlich arbeitenden Wärmebehandlungsofen der RTF-Bauart wärmebehandelt, dann auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend in-line dressiergewalzt.
  • Die Wärmebehandlung umfasst ein rekristallisierendes Glühen, bei dem die Stahlbänder B1 - B12 auf eine Haltetemperatur T1 von 835 °C ± 15 °C erwärmt worden sind, auf der sie über eine Haltezeit T1 von 60 s gehalten worden sind.
  • Nach dem rekristallisierenden Glühen sind die Stahlbänder B1 - B12 einer Überalterungsbehandlung unterzogen worden. Dazu sind sie von der Haltetemperatur T1 aus mit einer Abkühlgeschwindigkeit CR1 von 8,5 °C/s auf eine Überalterungsstarttemperatur T2 abgekühlt worden, die 530 ± 15 °C betrug.
  • Ausgehend hiervon sind die Stahlbänder B1 - B12 dann jeweils über eine Überalterungsdauer t2 von 302 Sekunden auf eine Überalterungsendtemperatur T3 abgekühlt worden, die 280 ± 15 °C betrug. Die Abkühlgeschwindigkeit CR2, mit der die Stahlbänder B1 - B12 von der Überalterungsstarttemperatur T2 auf die Überalterungsendtemperatur T3 abgekühlt worden sind, betrug 0,82 °C/s.
  • Während der gesamten Wärmebehandlung sind die Stahlbänder B1 - B12 unter einer Glühatmosphäre gehalten worden, die aus 4 Vol.-% H2 und als Rest aus N2 und unvermeidbaren Verunreinigungen bestand. Ihr Taupunkt war auf -45 °C ± 2 °C eingestellt.
  • Nach Ende der Überalterungsbehandlung und vor dem Austritt aus dem Durchlaufofen sind die Stahlbänder B1 - B12 noch unter der Schutzgasatmosphäre mit einer Abkühlgeschwindigkeit CR3 von 3,5 °C/s auf Raumtemperatur abgekühlt und im kontinuierlich fortgesetzten Durchlauf in ein für das Dressierwalzen vorgesehenes Quarto-Walzgerüst mit Stützwalzen und Dressier-Arbeitswalzen geleitet worden. Die Dressier-Arbeitswalzen des Dressierwalzgerüsts wurden stets im cap(-)-Modus mittels EDT-Technik aufgeraut und in an sich bekannter Weise einer Hartverchromung unterzogen. Alle Dressierwalzversuche wurden ohne den Einsatz eines Dressiermittels durchgeführt (Trockendressieren).
  • Die Parameter des Dressierwalzens (Dressiergrad D, Rauheit Ra_W und Spitzenzahl RPc_W der mit den Stahlbändern jeweils in Kontakt kommenden Umfangsfläche der Dressier-Arbeitswalzen) sowie die für die Stahlbänder B1 - B12 ermittelte Breite b, Dicke d, Dehngrenze Rp0,2, Zugfestigkeit Rm, Dehnung A80 und der n-Wert sind in Tabelle 2 angegeben. Die mechanischen Eigenschaften wurden im quasi-statischen Zugversuch gemäß DIN 6892 mit Probenlage längs zur Walzrichtung ermittelt.
  • Ebenso sind in Tabelle 2 die für die Oberflächen der Stahlbänder B1 - B12 ermittelte Rauheit Ra und Spitzenzahl RPc aufgeführt. Die arithmetischen Mittenrauheiten Ra, Ra_W und Spitzenzahl RPc, RPc_W wurden stets gemäß Stahl-Eisen-Prüfblatt (SEP) 1940 mittels eines elektrischen Tastschnittgerätes nach ISO 3274 gemessen.
  • Die Eigenschaften der Stahlbänder B1 und B9 zeigen, dass durch höhere Spitzenzahlen RPc bessere Wsa-Werte erreicht werden.
  • Die nicht erfindungsgemäßen Stahlbänder B11 und B12 belegen die Bedeutung des Dressiergrads für den Erfolg der Erfindung.
  • Zusätzlich sind für die Oberflächen der Stahlbänder B1 - B12 die Wsa-Werte bestimmt. Die Ergebnisse sind ebenfalls in Tabelle 2 eingetragen. Sie bestätigen, dass die erfindungsgemäßen Ausführungsbeispiele einen Wsa-Wert < 0,40 µm erzielen und so optimale Voraussetzungen für einen besonders guten Lackglanz bieten. Die Messung des Welligkeitskennwertes Wsa erfolgte gemäß Stahl-Eisen-Prüfblatt (SEP) 1941, gemessen wurde an einer Stahlprobe, die im Marciniak-Tiefungsversuch 5 % plastische Dehnung erfuhr.
  • Fig. 1 und Fig. 2 illustrieren dies anhand einer Gegenüberstellung von Bauteilen, welche aus einem erfindungsgemäßen und einem nicht-erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt durch Umformen und Lackieren hergestellt wurden. Das nicht erfindungsgemäße, in Fig. 2 dargestellte Ausführungsbeispiel, das aus dem die erfindungsgemäßen Anforderungen nicht erfüllenden Stahlband B3 erzeugt worden ist, zeigt nach dem Lackieren einen deutlich schlechteren Lackglanz als das in Fig. 1 dargestellte Beispiel, das aus dem erfindungsgemäßen Stahlband B1 geformt worden ist. Tabelle 1
    Stahl C Si Mn P Al Ti S Cr Nb V Mo N Cu Ni B Sn
    S1 0,0019 0,005 0,11 0,010 0,029 0,072 0,007 0,032 0,001 0,001 0,004 0,0017 0,014 0,021 0,0002 0,004
    S2 0,0015 0,006 0,13 0,010 0,026 0,069 0,009 0,045 0,001 0,001 0,006 0,0026 0,017 0,022 0,0002 0,007
    S3 0,0023 0,005 0,09 0,008 0,024 0,075 0,005 0,030 0,001 0,001 0,009 0,0027 0,017 0,027 0,0002 0,004
    S4 0,0025 0,006 0,09 0,008 0,024 0,073 0,007 0,024 0,001 0,002 0,004 0,0037 0,010 0,016 0,0002 0,005
    S5 0,0020 0,005 0,11 0,010 0,026 0,072 0,007 0,028 0,001 0,003 0,003 0,0025 0,011 0,015 0,0002 0,006
    S6 0,0016 0,007 0,11 0,006 0,029 0,073 0,006 - - - - 0,0020 0,011 0,017 0,0002 0,004
    Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
    Tabelle 2
    Stahlband Stahl d (mm) b (mm) Rp0,2 (MPa) Rm (MPa) A80 (%) n Ra (µm) RPc (1/cm) D (%) Ra_W (µm) RPc_W (1/cm) Wsa [µm] Erfindungsgemäß?
    B1 S1 0,85 1608 136 289 47,6 0,245 0,94 92 0,4 1,4 139 0,27 ja
    B2 S1 0,85 1608 139 285 46,5 0,245 1,30 79 0,5 1,4 105 0,37 ja
    B3 S2 0,74 1651 142 287 47,8 0,240 1,31 68 0,5 3,0 95 0,44 nein
    B4 S3 0,85 1573 142 294 47,5 0,241 1,35 84 0,6 2,2 115 0,33 ja
    B5 S3 0,85 1573 138 290 47,2 0,247 1,29 83 0,5 2,2 115 0,32 ja
    B6 S4 0,69 1551 147 302 44,0 0,238 1,16 85 0,6 2,2 114 0,34 ja
    B7 S4 0,69 1551 146 303 45,4 0,236 1,18 80 0,6 2,2 110 0,35 ja
    B8 S5 0,82 1610 160 297 45,8 0,230 1,27 53 0,7 1,5 90 0,47 nein
    B9 S6 0,85 1573 130 278 48,5 0,246 1,25 93 0,5 1,4 139 0,26 ja
    B10 S6 0,85 1573 133 281 47,9 0,245 1,19 87 0,6 2,2 124 0,31 ja
    B11 S6 0,85 1573 129*) 275 48,1 0,214 0,71 65 0,3 1,1 110 0,43 nein
    B12 S4 0,69 1551 187 352 38,2 0,238 1,72 70 0,8 2,2 104 0,41 nein
    *) Beim Beispiel B11 zeigte das Stahlflachprodukt eine ausgeprägte Streckgrenze Reh, deren Wert hier angegeben ist.

Claims (15)

  1. Kaltgewalztes und rekristallisierend geglühtes Stahlflachprodukt mit ferritischer Gefügestruktur, das aus einem Stahl mit folgender Zusammensetzung besteht (in Gew.-%):
    C: 0,0001 - 0,003 %,
    Si: 0,001 - 0,025 %,
    Mn: 0,05 - 0,20 %,
    P: 0,001 - 0,015 %,
    Al: 0,02 - 0,055 %,
    Ti: 0,01 - 0,1 %,
    Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Stahl zusätzlich folgende optionale Legierungselemente enthalten kann:
    Cr: 0, 001 - 0,05 %,
    V: bis zu 0,005 %,
    Mo: bis zu 0,015 %,
    N: 0,001 - 0,004 %,
    wobei zu den unvermeidbaren Verunreinigungen B, Cu, Nb, Ni, Sb, Sn und S zählen, deren Anteil in Summe höchstens 0,2 Gew.-% ist
    und das eine Dehngrenze Rp0,2 von bis zu 180 MPa,
    eine Zugfestigkeit Rm von bis zu 340 MPa,
    eine Bruchdehnung A80 von mindestens 40 %,
    einen n-Wert von mindestens 0,23
    sowie an mindestens einer seiner Oberflächen eine arithmetische Mittenrauheit Ra von 0,8 - 1,6 µm und eine Spitzenzahl RPc von mindestens 75 1/cm aufweist, wobei die die Mittenrauheit Ra und die Spitzenzahl RPc bedingenden, in die Oberfläche eingeformten Vertiefungen und Spitzen stochastisch verteilt vorliegen.
  2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass es mit einer durch elektrolytisches Beschichten aufgetragenen metallischen Schutzschicht belegt ist.
  3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, d a s s es mit einer anorganischen Beschichtung belegt ist.
  4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, d a s s es höchstens 1 mm dick und mindestens 1000 mm breit ist.
  5. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4 ausgebildeten Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte:
    a) Bereitstellen eines walzharten, kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit ferritischer Gefügestruktur, das aus einem Stahl mit folgender Zusammensetzung besteht (in Gew.-%):
    C: 0,0001 - 0,003 %,
    Si: 0,001 - 0,025 %,
    Mn: 0,05 - 0,20 %,
    P: 0, 001 - 0,015 %,
    Al: 0,02 - 0,055 %,
    Ti: 0,01 - 0,1 %,
    Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei der Stahl zusätzlich folgende optionale Legierungselemente enthalten kann:
    Cr: 0,001 - 0,05 %,
    V: bis zu 0,005 %,
    Mo: bis zu 0,015 %,
    N: 0,001 - 0,004 %,
    und wobei zu den unvermeidbaren Verunreinigungen B, Cu, Nb, Ni, Sb, Sn und S zählen, deren Anteil in Summe höchstens 0,2 Gew.-% ist;
    b) im kontinuierlichen Durchlauf durch einen Glühofen erfolgendes Wärmebehandeln des Stahlflachprodukts unter einer Glühatmosphäre, die bei einem Taupunkt von -10 °C bis -60 °C aus 1 - 7 Vol.-% H2 und als Rest aus N2 und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,
    - wobei das Stahlflachprodukt zum rekristallisierenden Glühen
    - bis zu einer Haltetemperatur T1 von 750 - 860 °C aufgeheizt wird,
    - bei der Haltetemperatur T1 für eine Zeit t1 von 30 - 90 s gehalten wird,
    - wobei das Stahlflachprodukt für eine anschließende Überalterungsbehandlung
    - von der Haltetemperatur T1 mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit CR1 von 2 - 100 °C/s auf eine Überalterungsstarttemperatur T2 von 400 - 600 °C abgekühlt wird,
    - nach dem Abkühlen auf die Überalterungsstarttemperatur T2 über eine Zeit t2 von 30 - 400 s mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit CR2 von 0,5 - 12 °C/s auf eine Überalterungsendtemperatur T3 von 250 - 350 °C abgekühlt wird, und
    - wobei das Stahlflachprodukt nach dem Abkühlen auf die Überalterungsendtemperatur T3 mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit CR3 von 1,5 - 5,0 °C/s auf Raumtemperatur abgekühlt wird;
    c) Dressierwalzen des rekristallisierend geglühten Stahlflachprodukts mit einem Dressiergrad D von 0,4 - 0,7 % unter Verwendung einer Dressier-Arbeitswalze, deren mit dem Stahlflachprodukt in Kontakt kommende Umfangsfläche eine arithmetische Mittenrauheit Ra von 1,0 - 2,5 µm und eine Spitzenanzahl RPc von mindestens 100 1/cm besitzt, wobei die die Mittenrauheit Ra und die Spitzenzahl RPc bedingenden, in die Oberfläche der Dressier-Arbeitswalze eingeformten Vertiefungen und Spitzen stochastisch verteilt vorliegen.
  6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Haltetemperatur T1 800 - 850 °C beträgt.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 oder 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Überalterungsstarttemperatur T2 400 - 550 °C beträgt.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Taupunkt der Glühatmosphäre -15 °C bis -50 °C beträgt.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Dressierwalzen als Nassdressierwalzen ausgeführt wird, bei dem in Förderrichtung des Stahlflachprodukts vor der Dressier-Arbeitswalze eine Dressierflüssigkeit mindestens auf die Oberfläche des Stahlflachprodukts aufgebracht wird, auf die die Dressier-Arbeitswalze wirkt.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Dressiergrad D 0,5 - 0,6 % beträgt.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die arithmetische Mittenrauheit Ra der mit dem Stahlflachprodukt in Kontakt kommenden Umfangsfläche der Dressier-Arbeitswalze 1,2 - 2,3 µm beträgt.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Spitzenzahl RPc der mit dem Stahlflachprodukt in Kontakt kommenden Umfangsfläche der Dressier-Arbeitswalze mindestens 130 1/cm beträgt.
  13. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Arbeitsschritte b) und c) in einer unterbrechungsfreien Abfolge absolviert werden.
  14. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt nach dem Dressierwalzen mit einer metallischen Beschichtung auf Basis von Zn belegt wird.
  15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass die metallische Beschichtung durch elektrolytisches Verzinken auf das Stahlflachprodukt aufgebracht wird.
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