EP3221478B1 - Warm- oder kaltband aus einem hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines warm- oder kaltgewalzten stahlbandes aus dem hohfesten lufthärtenden mehrphasenstahl - Google Patents

Warm- oder kaltband aus einem hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines warm- oder kaltgewalzten stahlbandes aus dem hohfesten lufthärtenden mehrphasenstahl Download PDF

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EP3221478B1
EP3221478B1 EP15816077.0A EP15816077A EP3221478B1 EP 3221478 B1 EP3221478 B1 EP 3221478B1 EP 15816077 A EP15816077 A EP 15816077A EP 3221478 B1 EP3221478 B1 EP 3221478B1
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EP
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cold rolled
steel
strip
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Thomas Schulz
Joachim SCHÖTTLER
Sascha KLUGE
Marion BECHTOLD
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Salzgitter Flachstahl GmbH
Original Assignee
Salzgitter Flachstahl GmbH
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a hot or cold strip made from a high-strength, air-hardenable multi-phase steel according to patent claim 1.
  • Advantageous developments are the subject matter of the dependent claims.
  • the invention relates to a method for producing a hot-rolled and/or cold-rolled strip from such a steel and tempering it by means of air hardening and optionally subsequent tempering according to patent claims 25 to 27.
  • a tempering treatment of these steels according to the invention can increase the yield point and tensile strength, for example by air hardening with optional subsequent tempering.
  • the weight of the vehicles can be reduced while at the same time improving the forming and component behavior during production and operation.
  • High-strength to ultra-high-strength steels must therefore meet comparatively high requirements with regard to their strength and ductility, energy absorption and processing, such as stamping, hot and cold forming, thermal hardening (e.g. air hardening, Press hardening), welding and/or a surface treatment, for example a metallic refinement, organic coating or painting, are sufficient.
  • energy absorption and processing such as stamping, hot and cold forming, thermal hardening (e.g. air hardening, Press hardening), welding and/or a surface treatment, for example a metallic refinement, organic coating or painting, are sufficient.
  • Newly developed steels therefore have to meet the increasing material requirements for yield strength, tensile strength, hardening behavior and elongation at break with good processing properties such as formability and weldability in addition to the required weight reduction through reduced sheet thicknesses.
  • a high-strength to ultra-high-strength steel with a single or multi-phase structure must therefore be used to ensure sufficient strength of the motor vehicle components and to meet the high component requirements in terms of toughness, edge crack resistance, improved bending angle and bending radius, energy absorption and hardening capacity and bake hardening -Effect to suffice.
  • Improved suitability for joining in the form of better general weldability such as a larger usable welding area in resistance spot welding and improved failure behavior of the weld seam (fracture pattern) under mechanical stress, as well as sufficient resistance to delayed hydrogen embrittlement (i.e. delayed fracture-free) are also increasingly required.
  • HFI high-frequency induction welding process
  • the hole expansion capacity is a material property that describes the resistance of the material to crack initiation and crack propagation during forming operations in areas close to edges, such as collaring.
  • the hole expansion test is normatively regulated in ISO 16630, for example. After that, prefabricated holes punched into sheet metal, for example, are widened using a mandrel.
  • the measured variable is the change in the hole diameter related to the initial diameter at which the first crack through the sheet occurs at the edge of the hole.
  • Improved resistance to edge cracks means increased formability of the sheet metal edges and can be described by increased hole expansion capacity. This fact is known under the synonyms " Low Edge Crack” (LEC) or under " High Hole Expansion “ (HHE) and xpand ® .
  • the bending angle describes a material property that allows conclusions to be drawn about the material behavior during forming operations with dominant bending components (e.g. folding) or also in the case of crash loads. Increased bending angles thus increase passenger compartment safety.
  • the determination of the bending angle (a) is normatively regulated, e.g. via the platelet bending test in VDA 238-100.
  • the properties mentioned above are important for components that are formed into very complex components before tempering, e.g. by air hardening with optional tempering.
  • Improved weldability is known to be achieved, among other things, by lowering the carbon equivalent. Synonyms such as “ below peritectic " (UP) or the well-known " Low Carbon Equivalent “ (LCE) stand for this.
  • the carbon content is usually less than 0.120% by weight.
  • the failure behavior or the fracture pattern of the weld seam can be improved by alloying with micro-alloy elements.
  • High-strength components must have sufficient resistance to material embrittlement when exposed to hydrogen.
  • the testing of the resistance of advanced high strength steels (AHSS) for automotive construction to production-related hydrogen-induced brittle fractures is regulated in SEP1970 and tested using the stirrup test and the hole tensile test.
  • Dual-phase steels consisting of a ferritic matrix in which a martensitic second phase is embedded are increasingly being used in vehicle construction. It has been found that in the case of low-carbon, micro-alloyed steels, proportions of other phases such as bainite and residual austenite have an advantageous effect, for example on the hole expansion behavior, the bending behavior and the hydrogen-induced brittle fracture behavior.
  • the bainite can be present in different forms, such as upper and lower bainite.
  • the group of multi-phase steels is being used more and more.
  • the multi-phase steels include, for example, complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, TRIP steels, and the dual-phase steels described above, which are characterized by different microstructure compositions.
  • complex-phase steels are steels that contain small proportions of martensite, retained austenite and/or pearlite in a ferritic/bainitic basic structure, with severe grain refinement being brought about by delayed recrystallization or by precipitation of micro-alloying elements.
  • these complex phase steels Compared to dual phase steels, these complex phase steels have higher yield strengths, a higher yield strength ratio, less work hardening and a higher hole expansion capacity.
  • ferritic-bainitic steels are steels that contain bainite or strengthened bainite in a matrix of ferrite and/or strengthened ferrite.
  • the strength of the matrix is caused by a high dislocation density, grain refinement and the precipitation of micro-alloying elements.
  • dual-phase steels are steels with a ferritic matrix in which a martensitic second phase is embedded in islands, sometimes with portions of bainite as the second phase. With high tensile strength, dual phase steels show a low yield point ratio and high work hardening.
  • TRIP steels are steels with a predominantly ferritic matrix in which bainite and residual austenite are embedded, which can transform into martensite during forming (TRIP effect). Due to its strong strain hardening, the steel achieves high values for uniform elongation and tensile strength. In conjunction with the bake-hardening effect, high component strengths can be achieved. These steels are suitable for both stretch drawing and deep drawing. However, higher blank holder forces and press forces are required for material forming. A comparatively strong springback must be taken into account.
  • the high-strength steels with a single-phase structure include, for example, bainitic and martensitic steels.
  • bainitic steels are characterized by a very high yield point and tensile strength with a sufficiently high elongation for cold forming processes. Good weldability is given due to the chemical composition.
  • the structure typically consists of bainite.
  • the structure may occasionally contain small amounts of other phases, such as martensite and ferrite.
  • martensitic steels are steels that contain small amounts of ferrite and/or bainite in a matrix of martensite as a result of thermomechanical rolling. This steel grade is characterized by a very high yield point and tensile strength with a sufficiently high elongation for cold forming processes. Within the group of multi-phase steels, martensitic steels have the highest tensile strength values. The suitability for deep drawing is limited. Martensitic steels are mainly suitable for bending forming processes such as roll forming.
  • heat-treatable steels are steels that are given high tensile strength and fatigue strength through tempering (hardening and tempering). If cooling during hardening in air leads to bainite or martensite, the process is called "air hardening”. Tempering after hardening can be used to specifically influence the strength/toughness ratio.
  • High-strength and ultra-high-strength multi-phase steels are used in structural, chassis and crash-relevant components, as sheet metal blanks, tailored blanks (welded blanks) and as flexible cold-rolled strips, so-called TRB ® s or tailored strips.
  • the Tailor R olled B lank Lightweight Technology (TRB ® ) enables a significant weight reduction through a load-adapted sheet thickness over the component length and/or steel grade.
  • a special heat treatment takes place in the continuous annealing plant for a defined microstructure adjustment, where e.g. comparatively soft components, such as ferrite or bainitic ferrite, give the steel its low yield point and its hard components, such as martensite or carbon-rich bainite, give it its strength.
  • comparatively soft components such as ferrite or bainitic ferrite
  • cold-rolled high-strength to ultra-high-strength steel strips are usually recrystallized in a continuous annealing process to form thin sheet that is easy to form.
  • the process parameters such as throughput speed, annealing temperatures and cooling speed (cooling gradients) are set according to the required mechanical-technological properties with the necessary structure.
  • the pickled hot strip in typical thicknesses of between 1.50 and 4.00 mm or cold strip in typical thicknesses of 0.50 to 3.00 mm is heated in a continuous annealing furnace to such a temperature that during recrystallization and cooling the required microstructure is set.
  • a constant temperature is difficult to achieve, especially with different thicknesses in the transition area from one band to the other band.
  • this can mean that, for example, the thinner strip is either fed through the furnace too slowly, which reduces productivity, or that the thicker strip is fed through the furnace too quickly and the necessary annealing temperatures are reached and cooling gradients to achieve the desired structure cannot be achieved.
  • the consequences are increased rejects and high costs for errors.
  • Widened process windows are necessary so that the required strip properties are possible with the same process parameters, even with larger cross-section changes of the strips to be annealed.
  • TRB ® s with a multi-phase structure is not possible with today's known alloys and available continuous annealing systems for widely varying strip thicknesses without additional effort, such as additional heat treatment before cold rolling (hot strip soft annealing).
  • additional heat treatment before cold rolling hot strip soft annealing
  • a method for producing a steel strip with different thicknesses over the strip length is, for example, in DE 100 37 867 A1 described.
  • the annealing treatment is usually carried out in a continuous annealing furnace upstream of the hot-dip bath.
  • the required microstructure is sometimes only set during annealing in the continuous annealing furnace, depending on the alloy concept, in order to achieve the required mechanical properties.
  • Decisive process parameters are therefore the setting of the annealing temperature and the speed, as well as the cooling speed (cooling gradient) in continuous annealing, since the phase transformation is temperature- and time-dependent.
  • the goal of achieving the resulting mechanical-technological properties in a narrow range across the strip width and strip length through controlled adjustment of the volume fractions of the structural components has top priority and is only possible with an enlarged process window.
  • the known alloy concepts are characterized by a process window that is too narrow and therefore to solve the present problem, particularly unsuitable for flexibly rolled strips. With the known alloying concepts, only steels of one strength class with defined cross-sectional areas (strip thickness and strip width) can currently be produced, so that different alloying concepts are necessary for different strength classes and/or cross-sectional areas.
  • the lowering of the carbon equivalent due to lower levels of carbon and manganese is to be compensated for by increasing the silicon content.
  • the insensitivity to edge cracks and the suitability for welding are improved.
  • a low yield strength ratio (Re/Rm) in a strength range above 750 MPa in the initial state is typical for a dual-phase steel and is primarily used for formability in stretching and deep-drawing processes. It provides the designer with information about the distance between the onset of plastic deformation and the failure of the material under quasi-static stress. Accordingly, lower yield point ratios represent a larger safety margin to component failure.
  • a higher yield strength ratio (Re/Rm), typical of complex phase steels, is also characterized by high resistance to edge cracking. This can be attributed to the smaller differences in the strength and hardness of the individual structural components and return the finer structure, which has a favorable effect on a homogeneous deformation in the area of the cut edge.
  • the analytical landscape for achieving multi-phase steels with minimum tensile strengths of 750 MPa in the initial state is very diverse and shows very large alloy ranges for the strength-enhancing elements carbon, silicon, manganese, phosphorus, nitrogen, aluminum as well as chromium and/or molybdenum as well as the addition of micro-alloys , such as titanium, niobium, vanadium and boron.
  • Hot-rolled strip, cold-rolled hot-rolled strip and cold-rolled strip can be used as input material. Strips with a width of up to about 1600 mm are mainly used, but also slit strip dimensions that result from lengthwise cutting of the strips. Sheets or panels are manufactured by cutting the strips crosswise.
  • the structure of the steel is converted to the austenitic range by heating, preferably to temperatures above 950°C in a protective gas atmosphere.
  • a martensitic microstructure is formed for a high-strength component.
  • the subsequent tempering allows the reduction of residual stresses in the hardened component.
  • the hardness of the component is reduced in such a way that the required toughness values are achieved.
  • the invention is therefore based on the object of providing a new, cost-effective alloy concept for a high-strength, air-hardenable, multi-phase steel with excellent
  • the microstructure consists of the main phases ferrite and martensite and the secondary phase bainite, which determines the improved mechanical properties of the steel.
  • the steel according to the invention is characterized by low carbon equivalents and the carbon equivalent CEV (IIW) is limited to a maximum addition of 0.60%, depending on the sheet thickness, so that excellent weldability and the other specific properties described below can be achieved.
  • a CEV(IIW) value of max. 0.50% is advantageous for sheet thicknesses up to 1.00 mm, a value of max. 0.55% for sheet thicknesses up to 2.00 mm and above 2.00 mm value of max. 0.60%.
  • the steel according to the invention can be produced in a wide spectrum of hot rolling parameters, for example with coiling temperatures above the bainite starting temperature (variant A).
  • a specific process control can be used to set a microstructure that allows the steel according to the invention to then be cold-rolled without prior soft annealing, with cold-rolling grades of between 10 and 60% per cold-rolling pass being used.
  • the steel according to the invention is very well suited as a starting material for hot-dip refining and has a significantly larger process window compared to the known steels due to the sum-related amount of Mn, Si, Cr and Mo added according to the invention depending on the strip thickness to be produced.
  • high-strength hot or cold strips are produced from multi-phase steel with varying strip thicknesses in a continuous annealing process, components that are advantageously load-optimized can be produced from them.
  • the steel strip according to the invention can be produced as a cold and hot strip as well as a skin-pass rolled hot strip by means of a hot-dip galvanizing line or a pure continuous annealing plant in the tempered and untempered, in the stretch-bend-straightened and not stretch-bend-straightened and also in the heat-treated (overaged) state.
  • steel strips can be produced by intercritical annealing between A c1 and A c3 or by austenitizing annealing above A c3 with subsequent controlled cooling, which leads to a dual or multi-phase structure.
  • Annealing temperatures of about 700 to 950° C. have proven to be advantageous. Depending on the overall process (continuous annealing only or additional hot dip finishing), there are different approaches to heat treatment.
  • the strip is cooled from the annealing temperature at a cooling rate of approx. 15 to 100°C/s to an intermediate temperature of approx. 160 to 250°C.
  • cooling down to room temperature takes place at a cooling rate of approx. 2 to 30°C/s (see also method 1, Figure 6a ).
  • the second variant of temperature control in hot-dip coating involves holding the temperature for about 1 to 20 s at the intermediate temperature of about 200 to 350°C and then reheating it to the temperature of about 400 to 470°C required for hot-dip coating. After processing, the strip is cooled down again to approx. 200 to 250°C. Cooling down to room temperature takes place again at a cooling rate of approx. 2 to 30°C/s (see also method 3, Figure 6c ).
  • the carbon equivalent can be reduced, which improves weldability and avoids excessive hardening during welding. In resistance spot welding, the service life of the electrodes can also be significantly increased.
  • Conductive elements are elements that are already present in the iron ore or that get into the steel as a result of the production process. Due to their predominantly negative influences, they are generally undesirable. Attempts are being made to remove them to a tolerable level or to convert them into less harmful forms.
  • Hydrogen (H) is the only element that can diffuse through the iron lattice without creating lattice strains. As a result, the hydrogen in the iron lattice is relatively mobile and can be taken up relatively easily during the processing of the steel. Hydrogen can only be absorbed into the iron lattice in atomic (ionic) form.
  • Hydrogen has a strong embrittling effect and preferentially diffuses to energetically favorable points (vacancies, grain boundaries, etc.). Defects act as hydrogen traps and can significantly increase the residence time of the hydrogen in the material. Cold cracks can occur as a result of recombination to form molecular hydrogen. This behavior occurs in hydrogen embrittlement or hydrogen-induced stress corrosion cracking. Hydrogen is also often cited as the reason for delayed cracking, the so-called delayed fracture, which occurs without external stresses. Therefore, the hydrogen content in the steel should be as low as possible.
  • a more uniform structure which is achieved with the steel according to the invention, among other things, due to its widened process window, also reduces the susceptibility to hydrogen embrittlement.
  • Oxygen (O) In the molten state, the steel has a relatively high absorption capacity for gases. At room temperature, however, oxygen is only soluble in very small amounts. Analogous to hydrogen, oxygen can only diffuse into the material in atomic form. Due to the strong embrittling effect and the negative effects on the aging resistance, attempts are made during production to reduce the oxygen content as much as possible.
  • the oxygen content in the steel should be as low as possible.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness through solid solution strengthening and improves hardenability. However, attempts are generally made to reduce the phosphorus content as much as possible, since this has a strong tendency to segregate due to its low solubility in the solidifying medium, among other things, and greatly reduces toughness. Grain boundary fractures occur as a result of the accumulation of phosphorus at the grain boundaries. In addition, phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior by up to 300°C. During hot rolling, near-surface phosphorus oxides can lead to fracture cracking at the grain boundaries.
  • phosphorus is used in small amounts ( ⁇ 0.1% by weight) as a micro-alloying element due to the low costs and the high increase in strength, for example in higher-strength IF steels (interstitial free), bake-hardening steels or in some Alloy concepts for dual-phase steels.
  • the steel according to the invention differs from known analysis concepts that use phosphorus as a mixed crystal former, among other things, in that phosphorus is not alloyed in but is set as low as possible.
  • the phosphorus content of the steel according to the invention is limited to the amounts that are unavoidable in steel production.
  • sulfur is bound as a trace element in iron ore.
  • Sulfur is undesirable in steel (with the exception of free-cutting steels) because it tends to segregate and is very brittle. Attempts are therefore made to achieve the lowest possible sulfur content in the melt, for example by vacuum treatment.
  • the sulfur present is converted into the relatively harmless compound manganese sulfide (MnS) by adding manganese.
  • MnS manganese sulfide
  • the manganese sulphides are often rolled out in rows during the rolling process and act as nuclei for the transformation. In the case of diffusion-controlled transformation in particular, this leads to a cellular structure and, in the case of pronounced cellularity, can lead to deteriorated mechanical properties (e.g. pronounced martensite lines instead of distributed martensite islands, anisotropic material behavior, reduced elongation at break).
  • the sulfur content of the steel according to the invention is limited to ⁇ 0.0030% by weight, or optimally to ⁇ 0.0020% by weight, or to the amounts unavoidable in steel production.
  • Leaierunas elements are usually added to the steel in order to specifically influence certain properties.
  • An alloying element can influence different properties in different steels. The effect generally depends heavily on the amount and the state of the solution in the material.
  • Carbon (C) is considered the most important alloying element in steel.
  • the targeted addition of up to 2.06% by weight turns iron into steel.
  • the carbon content is often drastically reduced during steel production.
  • EN 10346 or VDA 239-100 its content in dual-phase steels for continuous hot-dip coating is a maximum of 0.180% by weight; a minimum value is not specified.
  • the steel according to the invention contains carbon contents of less than or equal to 0.115% by weight.
  • Silicon (Si) binds oxygen during casting and is therefore used to calm the steel during deoxidation. It is important for the later steel properties that the segregation coefficient is significantly lower than, for example, that of manganese (0.16 compared to 0.87). Segregation generally leads to a linear arrangement of the structural components, which impairs the forming properties, eg hole expansion and flexibility.
  • the addition of silicon causes strong solid solution strengthening.
  • An addition of 0.1% silicon increases the tensile strength by approx. 10 MPa, with an addition of up to 2.2% silicon only slightly worsening the elongation. This was investigated for different sheet thicknesses and annealing temperatures. The increase from 0.2% to 0.5% silicon resulted in an increase in strength of approx. 10 MPa in the yield point and approx. 25 MPa in the tensile strength. The elongation at break decreases by about 1%.
  • the latter is due, among other things, to the fact that silicon reduces the solubility of carbon in ferrite and increases the activity of carbon in ferrite, thus preventing the formation of carbides, which, as brittle phases, reduce ductility, which in turn improves formability.
  • the basis for a broad process window is created by the low strength-increasing effect of silicon within the range of the steel according to the invention.
  • silicon in the range according to the invention has led to further surprising effects described below.
  • the delay in carbide formation described above could also be brought about by aluminum, for example.
  • aluminum forms stable nitrides, so that insufficient nitrogen is available for the formation of carbonitrides with micro-alloying elements.
  • This problem does not exist due to the alloy with silicon, since silicon forms neither carbides nor nitrides.
  • silicon indirectly has a positive effect on the formation of precipitates by micro-alloys, which in turn have a positive effect on the strength of the material. Since the increase in the transformation temperatures caused by silicon tends to promote grain coarsening, a microalloy with niobium, titanium and boron is particularly useful, as is the targeted adjustment of the nitrogen content in the steel according to the invention.
  • the atmospheric conditions during the annealing treatment in a continuous hot-dip coating plant cause a reduction of iron oxide, which can form on the surface, e.g. during cold rolling or as a result of storage at room temperature.
  • the gas atmosphere is oxidizing for oxygen-affine alloy components such as silicon, manganese, chromium and boron, with the result that segregation and selective oxidation of these elements can occur.
  • the selective oxidation can take place both externally, ie on the substrate surface, and internally within the metallic matrix.
  • silicon in particular diffuses to the surface during annealing and forms oxides on the steel surface alone or together with manganese. These oxides can prevent contact between the substrate and the melt and prevent or significantly worsen the wetting reaction. As a result, ungalvanized areas, so-called "bare spots", or even large areas without coating. Furthermore, the adhesion of the zinc or zinc alloy layer on the steel substrate can be reduced due to a worsened wetting reaction with the result of insufficient formation of a inhibitor layer.
  • the mechanisms mentioned above can also apply to pickled hot strip or cold-rolled hot strip.
  • the internal oxidation of the alloying elements can be specifically influenced by adjusting the oxygen partial pressure of the furnace atmosphere (N 2 -H 2 protective gas atmosphere).
  • the set oxygen partial pressure must satisfy the following equation, with the furnace temperature being between 700 and 950°C. ⁇ 12 > log PO 2 ⁇ ⁇ 5 * si ⁇ 0.25 ⁇ 3 * Mn ⁇ 0.5 ⁇ 0.1 * Cr ⁇ 0.5 ⁇ 7 * ⁇ ln B 0.5
  • Si, Mn, Cr, B designate the corresponding alloy components in the steel in % by weight and pO 2 the oxygen partial pressure in mbar.
  • the selective oxidation of the alloying elements can also be influenced via the gas atmospheres in the furnace areas.
  • the oxygen partial pressure and thus the oxidation potential for iron and the alloying elements can be adjusted via the combustion reaction in the NOF. This must be set in such a way that the oxidation of the alloying elements takes place internally below the steel surface and, if necessary, a thin iron oxide layer forms on the steel surface after passing through the NOF area. This is achieved, for example, by reducing the CO value to below 4% by volume.
  • the iron oxide layer that may have formed is reduced under an N 2 -H 2 protective gas atmosphere and the alloying elements are oxidized further internally.
  • the oxygen partial pressure set in this furnace area must satisfy the following equation, with the furnace temperature being between 700 and 950°C. ⁇ 18 > log PO 2 ⁇ ⁇ 5 * si ⁇ 0.3 ⁇ 2.2 * Mn ⁇ 0.45 ⁇ 0.1 * Cr ⁇ 0.4 ⁇ 12.5 * ⁇ ln B 0.25
  • Si, Mn, Cr, B designate the corresponding alloy components in the steel in % by weight and pO 2 the oxygen partial pressure in mbar.
  • the dew point of the gas atmosphere N 2 -H 2 protective gas atmosphere
  • the oxygen partial pressure must be set in such a way that oxidation of the strip before it is immersed in the molten bath is avoided. Dew points in the range from -30 to -40°C have proven advantageous
  • the minimum silicon content is set at 0.600% by weight and the maximum silicon content at 0.750% by weight.
  • Manganese (Mn) is added to almost all steels for desulfurization in order to convert the harmful sulfur into manganese sulfides.
  • manganese increases the strength of the ferrite through solid solution strengthening and shifts the ⁇ / ⁇ transformation to lower temperatures.
  • the hardness ratio between martensite and ferrite is increased by the addition of manganese.
  • the cellularity of the structure is reinforced.
  • a high difference in hardness between the phases and the formation of martensite lines result in a lower hole expansion capacity, which is equivalent to an increased sensitivity to edge cracking.
  • manganese tends to form oxides on the steel surface during annealing.
  • manganese oxides eg MnO
  • Mn mixed oxides eg Mn 2 SiO 4
  • manganese is to be considered less critical with a low Si/Mn or Al/Mn ratio, since globular oxides rather than oxide films are formed. Nevertheless, high levels of manganese can negatively affect the appearance of the zinc layer and zinc adhesion.
  • the above-mentioned measures for adjusting the furnace areas during continuous hot-dip coating reduce the formation of Mn oxides or Mn mixed oxides on the steel surface after annealing.
  • the manganese content is set at 1.000 to 1.900% by weight.
  • the manganese content is preferably in a range between ⁇ 1.000 and ⁇ 1.500% by weight, with strip thicknesses of 1.00 to 2.00 mm between ⁇ 1.300 and ⁇ 1.700 % by weight and for strip thicknesses over 2.00 mm between ⁇ 1.600% by weight and ⁇ 1.900% by weight.
  • YS MPa 53.9 + 32.34 weight . ⁇ % Mn + 83.16 weight . ⁇ % si + 354.2 weight . ⁇ % N + 17,402 i.e ⁇ 1 / 2
  • the coefficients of manganese and silicon are approximately the same for both yield strength and tensile strength, which gives the possibility of substituting manganese for silicon.
  • chromium (Cr) in dissolved form can significantly increase the hardenability of steel.
  • chromium causes particle hardening in the form of chromium carbides if the temperature is controlled appropriately. The associated increase in the number of nucleation sites with a simultaneously reduced carbon content leads to a reduction in hardenability.
  • chromium In dual-phase steels, the addition of chromium mainly improves the hardenability. In the dissolved state, chromium shifts the pearlite and bainitic transformation to longer times and at the same time lowers the martensite start temperature.
  • chromium significantly increases tempering resistance, so that there is almost no loss of strength in the hot-dip bath.
  • Chromium is also a carbide former. If chromium-iron mixed carbides are present, the austenitizing temperature before hardening must be high enough to dissolve the chromium carbides. Otherwise the hardenability can deteriorate due to the increased number of germs.
  • Chromium also tends to form oxides on the steel surface during annealing, which can degrade hot-dip quality.
  • the above-mentioned measures for adjusting the furnace areas during continuous hot-dip coating reduce the formation of Cr oxides or Cr mixed oxides on the steel surface after annealing.
  • the chromium content is therefore set at levels of 0.200 to 0.600% by weight.
  • the chromium content is preferably in a range between ⁇ 0.250 and ⁇ 0.350% by weight, with strip thicknesses of 1.00 to 2.00 mm between >0.350 and ⁇ 0.450% by weight and for strip thicknesses over 2.00 mm between > 0.450% by weight and ⁇ 0.550% by weight.
  • Molybdenum (Mo) The addition of molybdenum leads to an improvement in hardenability, similar to that of chromium and manganese. The pearlite and bainitic transformation is shifted to longer times and the martensite start temperature is lowered. At the same time, molybdenum is a strong carburizer that creates finely distributed mixed carbides, including those with titanium. Molybdenum also increases the tempering resistance considerably, so that no loss of strength is to be expected in the hot-dip bath. Molybdenum also acts through solid solution hardening, but is less effective than manganese and silicon.
  • the molybdenum content is therefore adjusted to ⁇ 0.200% by weight. Ranges between 0.050 and 0.100% by weight are advantageous.
  • a total content of Mo+Cr of ⁇ 0.800 or optimally ⁇ 0.700 wt Copper (Cu) can increase tensile strength and hardenability. In combination with nickel, chromium and phosphorus, copper can form a protective oxide layer on the surface, which can significantly reduce the rate of corrosion.
  • copper In combination with oxygen, copper can form harmful oxides at the grain boundaries, which can have negative effects, especially for hot forming processes.
  • the copper content is therefore set at ⁇ 0.050% by weight and is therefore limited to the amounts that are unavoidable in steel production.
  • the nickel content is therefore set at ⁇ 0.050% by weight and is therefore limited to the amounts that are unavoidable in steel production.
  • Vanadium (V) Since the present alloy concept does not require the addition of vanadium, the vanadium content is limited to the unavoidable amounts associated with steel.
  • Aluminum (Al) is usually alloyed with steel in order to bind the oxygen and nitrogen dissolved in the iron. Oxygen and nitrogen are thus converted into aluminum oxides and aluminum nitrides. These precipitations can cause grain refinement by increasing the nucleation sites and thus increase the toughness and strength values.
  • Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and are formed at higher temperatures.
  • the aluminum content is therefore limited to 0.010 to a maximum of 0.060 or optimally to 0.050% by weight and is added to calm the steel.
  • Niobium acts in different ways in steel. During hot rolling in the finishing train, it retards recrystallization due to the formation of very finely distributed precipitates, which increases the nucleation site density and produces a finer grain after transformation. The proportion of dissolved niobium also has a recrystallization-inhibiting effect. The precipitations increase the strength of the final product. These can be carbides or carbonitrides. Mixed carbides, in which titanium is also incorporated, are often involved. This effect begins from 0.005% by weight and becomes most pronounced from 0.010% by weight to 0.050% by weight of niobium. The precipitates also prevent grain growth during (partial) austenitization in hot-dip galvanizing.
  • Titanium (Ti) Due to its high affinity for nitrogen, titanium is precipitated primarily as TiN during solidification. It also occurs together with niobium as a mixed carbide. TiN is of great importance for the grain size stability in the pusher furnace. The precipitates have a high temperature stability, so that, in contrast to the mixed carbides, they are mostly present as particles at 1200°C, which impede grain growth. Titanium also acts to retard recrystallization during hot rolling, but is less effective than niobium. Titanium works by precipitation hardening. The larger TiN particles are less effective than the more finely distributed mixed carbides. The best effectiveness is obtained in the range of 0.005 to 0.030% by weight and advantageously in the range of 0.005 to 0.025% by weight of titanium.
  • Boron (B) Boron is an extremely effective alloying agent for increasing hardenability, which is effective even in very small amounts (from 5 ppm). The martensite start temperature remains unaffected. To be effective, boron must be in solid solution. Since it has a high affinity for nitrogen, the nitrogen must first be bound, preferably with the stoichiometrically required amount of titanium. Due to its low solubility in iron, the dissolved boron tends to accumulate at the austenite grain boundaries. There it partially forms Fe-B carbides, which are coherent and lower the grain boundary energy. Both effects delay the formation of ferrite and pearlite and thus increase the hardenability of the steel.
  • the boron content for the alloy concept according to the invention is set at values of 5 to 30 ppm, optimally from 5 ppm to 20 ppm.
  • Nitrogen (N) can be both an alloying element and a by-product from steel production. Excessive nitrogen content causes an increase in strength combined with a rapid loss of toughness and aging effects.
  • fine-grain hardening via titanium nitrides and niobium (carbo)nitrides can be achieved through a targeted addition of nitrogen in connection with the micro-alloying elements titanium and niobium. In addition, coarse grain formation is suppressed during reheating before hot rolling.
  • the N content is therefore set at values of ⁇ 0.0020 to ⁇ 0.0120% by weight.
  • the nitrogen content should be maintained at values of ⁇ 20 to ⁇ 90 ppm.
  • nitrogen contents of ⁇ 40 to ⁇ 120 ppm have proven to be advantageous.
  • Calcium (Ca) An addition of calcium in the form of mixed calcium-silicon compounds causes deoxidation and desulfurization of the molten phase during steel production. In this way, reaction products are transferred to the slag and the steel is cleaned. The increased purity leads to better properties according to the invention in the end product.
  • a Ca content of ⁇ 0.005 to ⁇ 0.0060% by weight and advantageously to a maximum of 0.0030% by weight is set.
  • the annealing temperatures for the dual-phase structure to be achieved are between approx. 700 and 950° C. for the steel according to the invention, so that a partially austenitic (two-phase area) or a fully austenitic structure (austenitic area) is achieved depending on the temperature range.
  • the tests show that the set microstructure after the intercritical annealing between A c1 and A c3 or the austenitizing annealing above A c3 with subsequent controlled cooling even after a further process step of hot-dip refinement at temperatures between 400 to 470°C, for example with zinc or zinc-magnesium are preserved.
  • the continuously annealed and, in some cases, hot-dip refined material can be manufactured both as hot strip and as cold-rolled hot strip or cold-rolled strip in skin-passed (repass-rolled) or untempered condition and/or in stretch-bent or non-stretch-bent condition and also in heat-treated condition (overaging). .
  • This state is referred to below as the initial state.
  • Steel strips, in the form of hot strip, skin-pass rolled hot strip or cold strip, made from the alloy composition according to the invention are also characterized by a high insensitivity to edge cracking during further processing.
  • the hot strip is produced according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic region above A r3 and at coiling temperatures above the bainite start temperature (variant A).
  • the hot strip is produced according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic region above A r3 and coiling temperatures below the bainite start temperature (variant B).
  • figure 1 shows schematically the process chain for the production of a strip from the steel according to the invention.
  • the different process routes relating to the invention are shown.
  • the process route is the same for all steels according to the invention up to hot rolling (final rolling temperature), after which different process routes follow depending on the desired results.
  • the pickled hot strip can be galvanized or cold-rolled and galvanized with different degrees of rolling.
  • Soft-annealed hot strip or soft-annealed cold strip can also be cold-rolled and galvanized.
  • Material can also optionally be processed without hot-dip finishing, i.e. only in the context of continuous annealing with and without subsequent electrolytic galvanizing.
  • a complex component can now be manufactured from the optionally coated material. This is followed by the hardening process, in which cooling takes place in air according to the invention.
  • a tempering stage can complete the thermal treatment of the component.
  • figure 2 shows schematically the time-temperature profile of the process steps of hot rolling and continuous annealing of strips made from the alloy composition according to the invention. Shown is the time and temperature dependent conversion for the hot rolling process as well as for heat treatment after cold rolling, component manufacture, tempering and optional tempering.
  • figure 3 shows the chemical composition of the examined steels in the upper half of the table. Alloys LH ® 1000 according to the invention were compared with the reference grades LH ® 800/LH ® 900.
  • the alloys according to the invention have in particular significantly increased contents of Si, Nb and Cr and no alloying of V and lower contents of Mo.
  • figure 4 shows the mechanical characteristics along the rolling direction of the examined steels, with target characteristics to be achieved for the air-hardened condition ( Figure 4a ), the values determined in the non-air-hardened initial state ( Figure 4b ) and in the air-hardened state ( Figure 4c ).
  • the specified values to be achieved are reliably achieved.
  • figure 5 shows results of hole expansion tests according to ISO 16630 (absolute values).
  • the results of the hole expansion tests for variant A are shown, each for method 2 ( Figure 6b , 2 .0 mm, example 1) and method 3 ( Figure 6c , 2 .0 mm, example 2).
  • the materials examined have a sheet thickness of 2.0 mm. The results apply to the ISO 16630 test.
  • Method 2 corresponds to annealing, for example, on hot-dip galvanizing with a combined directly fired furnace and radiant tube furnace, as described in Figure 6b is described.
  • Method 3 corresponds, for example, to a process control in a continuous annealing plant, as described in Figure 6c is described.
  • the steel can optionally be reheated directly before the zinc bath by means of an induction furnace.
  • the figure 6 shows schematically three variants of the temperature-time curves according to the invention during the annealing treatment and cooling and in each case different austenitizing conditions.
  • the procedure 1 shows the annealing and cooling of the produced cold- or hot-rolled or cold-rolled steel strip in a continuous annealing plant.
  • the strip is heated to a temperature ranging from about 700 to 950°C (Ac1 to Ac3).
  • the annealed steel strip is then cooled from the annealing temperature at a cooling rate of between approx. 15 and 100°C/s down to an intermediate temperature (ZT) of approx. 200 to 250°C.
  • ZT intermediate temperature
  • a second intermediate temperature (approx. 300 to 500° C.) is not shown in this schematic representation.
  • the steel strip is then cooled in air at a cooling rate of between approx. 2 and 30°C/s until room temperature (RT) is reached, or cooling at a cooling rate of between approx maintained at room temperature.
  • RT room temperature
  • the procedure 2 ( Figure 6b ) shows the process according to method 1, but the cooling of the steel strip for the purpose of hot-dip processing is briefly interrupted when passing through the Hot dipping vessel interrupted in order to then continue cooling at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C.
  • the steel strip is then cooled in air at a cooling rate of between approx. 2 and 30° C./s until room temperature is reached.
  • the procedure 3 ( Figure 6c ) also shows the process according to method 1 for a hot-dip coating, but the cooling of the steel strip is interrupted by a short pause (approx. 1 to 20 s) at an intermediate temperature in the range of approx. 200 to 400°C and the temperature ( ST), which is necessary for hot-dip refining (approx. 400 to 470°C), is reheated.
  • the steel strip is then cooled again down to an intermediate temperature of approx. 200 to 250°C.
  • the steel strip is finally cooled in air at a cooling rate of approx. 2 and 30°C/s until it reaches room temperature.
  • Example 1 (cold strip) (alloy composition in % by weight)
  • the steel according to the invention After tempering, the steel according to the invention has a structure which consists of martensite, bainite and residual austenite.
  • This steel shows the following characteristics after air hardening (initial values in brackets, untempered condition): - Yield strength (Rp0.2) 781MPa (480MPa) - Tensile strength (Rm) 1085Mpa (781Mpa) - Elongation at break (A80) 7.7% (21.1%) - A5 stretch 11.0% (-) - Bake Hardening Index (BH2) 58MPa - Hole expansion ratio according to ISO 16630 - (42.1%) - Bending angle according to VDA 238-100 (longitudinal, transverse) - (131°/127°) longitudinal to the rolling direction and would correspond to an LH ® 1000, for example.
  • the yield strength ratio Re/Rm in the longitudinal direction was 62% in the initial state.
  • Example 2 (cold strip) (alloy composition in % by weight)
  • the steel according to the invention After tempering, the steel according to the invention has a structure which consists of martensite, bainite and residual austenite.
  • This steel shows the following characteristic values after air hardening (initial values in brackets, unpaid condition): - Yield strength (Rp0.2) 776MPa (450MPa) - Tensile strength (Rm) 1074MPa (781MPa) - Elongation at break (A80) 8.3% (22.3%) - A5 stretch 11.1% (-) - Bake Hardening Index (BH2) 53MPa - Hole expansion ratio according to ISO 16630 - (35.7%) - Bending angle according to VDA 238-100 (longitudinal, transverse) - (116°/116°) longitudinal to the rolling direction and would correspond to an LH ® 1000, for example. The yield strength ratio Re/Rm in the longitudinal direction was 62% in the initial state.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Warm- oder Kaltband aus einem hochfesten, lufthärtbaren Mehrphasenstahl gemäß Patentanspruch 1. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand von Unteransprüchen.
  • Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warm- und/oder kaltgewalzten Bandes aus einem solchen Stahl und dessen Vergütung mittels Lufthärten und optional nachgeschaltetem Anlassen gemäß den Patentansprüchen 25 bis 27.
  • Durch eine erfindungsgemäße Vergütungsbehandlung dieser Stähle kann ein Anstieg der Dehngrenze und Zugfestigkeit beispielsweise durch Lufthärten mit optional anschließendem Anlassen erreicht werden.
  • Ähnliche Stahlzusammensetzungen mit allerdings geringeren Mindestzugfestigkeiten sind aus den DE102012013113A1 bzw. DE102012002079A1 bekannt.
  • Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller stetig Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches und CO2-Abgasausstoßes unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu finden. Dabei spielt einerseits die Gewichtsreduktion aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung sowohl während der Nutzung als auch im Crashfall.
  • Durch die Bereitstellung hochfester bis höchstfester Stähle und die Verringerung der Blechdicke, kann das Gewicht der Fahrzeuge bei gleichzeitig verbessertem Umform- und Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb reduziert werden.
  • Hoch- bis höchstfeste Stähle müssen daher veraleichsweise hohen Anforderungen hinsichtlich ihrer Festigkeit und Duktilität, Energieaufnahme und bei ihrer Verarbeitung, wie beispielsweise beim Stanzen, Warm- und Kaltumformen, beim thermischen Vergüten (z.B. Lufthärten, Presshärten), Schweißen und/oder einer Oberflächenbehandlung, z.B. einer metallischen Veredelung, organischen Beschichtung oder Lackierung, genügen.
  • Neu entwickelte Stähle müssen sich daher neben der verlangten Gewichtsreduzierung durch verringerte Blechdicken den zunehmenden Materialanforderungen an Dehngrenze, Zugfestigkeit, Verfestigungsverhalten und Bruchdehnung bei guten Verarbeitungseigenschaften, wie Umformbarkeit und Schweißbarkeit stellen.
  • Für eine solche Blechdickenverringerung muss daher ein hoch- bis höchstfester Stahl mit ein- oder mehrphasigem Gefüge verwendet werden, um ausreichende Festigkeit der Kraftfahrzeugbauteile sicherzustellen und um den hohen Bauteilanforderungen hinsichtlich Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, verbessertem Biegewinkel und Biegeradius, Energieabsorption sowie Verfestigungsvermögen und dem Bake-Hardening-Effekt zu genügen.
  • Auch wird zunehmend eine verbesserte Fügeeignung in Form von besserer allgemeiner Schweißbarkeit, wie einem größeren nutzbaren Schweißbereich beim Widerstandspunktschweißen und ein verbessertes Versagensverhalten der Schweißnaht (Bruchbild) unter mechanischer Beanspruchung sowie eine ausreichende Resistenz gegenüber verzögerter Wasserstoffversprödung (d.h. delayed fracture free) gefordert. Gleiches gilt für die Schweißeignung höchstfester Stähle bei der Herstellung von Rohren, die zum Beispiel mittels des Hochfrequenz-Induktionsschweißverfahrens (HFI) hergestellt werden.
  • Das Lochaufweitvermögen ist eine Materialeigenschaft, welche die Beständigkeit des Materials gegen Risseinleitung und Rissausbreitung bei Umformoperationen in kantennahen Bereichen, wie zum Beispiel beim Kragenziehen, beschreibt.
  • Der Lochaufweiteversuch ist beispielsweise in der ISO 16630 normativ geregelt. Danach werden vorgefertigte zum Beispiel in ein Blech gestanzte Löcher mittels eines Dorns aufgeweitet. Die Messgröße ist die auf den Ausgangsdurchmesser bezogene Änderung des Lochdurchmessers bei der am Rand des Lochs der erste Riss durch das Blech auftritt.
  • Eine verbesserte Kantenrissunempfindlichkeit bedeutet ein erhöhtes Umformvermögen der Blechkanten und kann durch ein erhöhtes Lochaufweitvermögen beschrieben werden. Dieser Sachverhalt ist unter den Synonymen " L ow E dge C rack" (LEC) bzw. unter " H igh H ole E xpansion" (HHE) sowie xpand® bekannt.
  • Der Biegewinkel beschreibt eine Materialeigenschaft, die Rückschlüsse auf das Materialverhalten bei Umformoperationen mit dominanten Biegeanteilen (z.B. beim Falzen) oder auch bei Crashbelastungen gibt. Vergrößerte Biegewinkel erhöhen somit die Fahrgastzellensicherheit. Die Bestimmung des Biegewinkels (a) wird z.B. über den Plättchen-Biegeversuch in der VDA 238-100 normativ geregelt.
  • Die oben genannten Eigenschaften sind wichtig für Bauteile, die vor dem Vergüten z.B. durch Lufthärten mit optionalem Anlassen zu sehr komplexen Bauteilen umgeformt werden.
  • Verbesserte Schweißbarkeit wird bekanntermaßen u.a. durch ein abgesenktes Kohlenstoffäquivalent erreicht. Dafür stehen Synonyme wie " u nter p eritektisch" (UP) bzw. das bereits bekannte " L ow C arbon E quivalent" (LCE). Dabei ist der Kohlenstoffgehalt üblicherweise kleiner 0,120 Gew.-%. Weiterhin kann das Versagensverhalten bzw. das Bruchbild der Schweißnaht über eine Zulegierung mit Mikrolegierungselementen verbessert werden.
  • Bauteile hoher Festigkeit müssen gegenüber Wasserstoff eine ausreichende Resistenz gegenüber einer Materialversprödung aufweisen. Die Prüfung der Beständigkeit von A dvanced H igh S trength S teels (AHSS) für den Automobilbau gegenüber fertigungsbedingten wasserstoffinduzierten Sprödbrüchen ist in der SEP1970 geregelt und über die Bügelprobe und die Lochzugprobe getestet. 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 Lochaufweitverhalten, das Biegeverhalten und das wasserstoffinduzierte Sprödbruchverhalten auswirken. Der Bainit kann hierbei in unterschiedlichen Erscheinungsformen, wie z.B. oberer und unterer Bainit, vorliegen.
  • Die spezifischen Materialeigenschaften der Dualphasenstähle, wie z.B. niedriges Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, starker Kaltverfestigung und guter Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt, reichen aber bei immer komplexeren Bauteilgeometrien oft nicht mehr aus.
  • Allgemein findet die Gruppe der Mehrphasenstähle immer mehr Anwendung. Zu den Mehrphasenstählen 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 geringe 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 Lochaufweitvermögen.
  • 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, fallweise 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. Es können im Gefüge vereinzelt 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.
  • Vergütungsstähle sind nach EN 10083 Stähle, die durch Vergüten (=Härten und Anlassen) eine hohe Zug- und Dauerfestigkeit erhalten. Führt die Abkühlung beim Härten an Luft zu Bainit oder Martensit, wird das Verfahren "Lufthärten" genannt. Über ein nach dem Härten erfolgendes Anlassen kann gezielt Einfluss auf das Festigkeits-/Zähigkeitsverhältnis genommen werden.
    • Anwendungsbereiche und Fertigungsverfahren
  • Zum Einsatz kommen hoch- und höchstfeste Mehrphasenstähle 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 hoch- 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.
  • 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 und hohe Fehlleistungskosten.
  • 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 (Warmbandweichglühen), 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.
  • Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Warm- oder Kaltbandes schmelztauchveredelt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einem dem Schmelztauchbad vorgeschalteten Durchlaufglühofen.
  • Auch bei Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufglühofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.
  • Entscheidende Prozessparameter sind somit die Einstellung der Glühtemperatur 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 das Prozessfenster.
  • Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern unterschiedlicher Dicke mit den zum Beispiel aus den Offenlegungsschriften EP 2 128 295 A1 , oder EP 1 154 028 A1 bekannten Legierungskonzepten für einen Dualphasenstahl besteht das Problem, dass mit diesen Legierungszusammensetzungen zwar die geforderten mechanischen Eigenschaften erfüllt werden, jedoch nur ein enges Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden ist, um bei Querschnittssprüngen, z.B. bei Breiten- oder Dickenänderungen, ohne Anpassung der Prozessparameter gleichmäßige mechanische Eigenschaften über die Bandlänge einstellen zu können.
  • Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte 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 bekannten Stahllegierungen 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 nur durch ein vergrößertes Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte 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.
  • Bei der Stahlherstellung zeigt sich ein Trend zur Reduzierung des Kohlenstoffäquivalents, um eine verbesserte Kaltverarbeitung (Kaltwalzen, Kaltumformen) sowie bessere Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
  • Aber auch die Schweißeignung charakterisiert unter anderem durch das Kohlenstoffäquivalent ist eine wichtige Beurteilungsgröße.
    • Beispielsweise werden in den nachfolgenden Kohlenstoffäquivalenten
    • CEV IIW = C + Mn / 6 + Cu + Ni / 15 + Cr + Mo + V / 5
      Figure imgb0001
    • CET = C + Mn + Mo / 10 + Cr + Cu / 20 + Ni / 40
      Figure imgb0002
    • PCM = C + Mn + Cu + Cr / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5 B
      Figure imgb0003
    die charakteristischen Standardelemente, wie Kohlenstoff und Mangan, sowie Chrom bzw. Molybdän und Vanadium berücksichtigt (Gehalte in Gew.-%).
  • Silizium spielt bei der Berechnung des Kohlenstoffäquivalents nur eine untergeordnete Rolle. Dies ist in Bezug auf die Erfindung von entscheidender Bedeutung. Die Absenkung des Kohlenstoffäquivalents durch geringere Gehalte an Kohlenstoff sowie von 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) in einem Festigkeitsbereich über 750 MPa im Ausgangszustand 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), wie es für Komplexphasenstähle typisch ist, zeichnet sich auch durch einen hohen Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten und Härten 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, wie auch beim Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm), in dem eine Zuordnung sowohl zu Komplex- als auch zu Dualphasenstählen möglich ist und zu verbesserten Materialeigenschaften führt.
  • Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit Mindestzugfestigkeiten von 750 MPa im Ausgangszustand ist sehr vielfältig und zeigt sehr große Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Phosphor, Stickstoff, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän wie auch in der Zugabe von Mikrolegierungen, wie Titan, Niob, Vanadium und Bor.
  • Das Abmessungsspektrum in diesem Festigkeitsbereich ist breit und liegt im Dickenbereich von etwa 0,50 bis etwa 4,00 mm für Bänder, die zur Durchlaufglühung vorgesehen sind. Als Vormaterial kann Warmband, kaltnachgewalztes Warmband und Kaltband zum Einsatz kommen. Es finden überwiegend Bänder bis etwa 1600 mm Breite Anwendung, aber auch Spaltbandabmessungen, die durch Längsteilen der Bänder entstehen. Bleche bzw. Tafeln werden durch Querteilen der Bänder gefertigt.
  • Die zum Beispiel aus den Schriften EP 1 807 544 B1 , WO 2011/000351 und EP 2 227 574 B1 bekannten lufthärtbaren Stahlsorten mit Mindestzugfestigkeiten im Ausgangszustand von 800 (LH®800) bzw. 900 MPa (LH®900) in warm- oder kaltgewalzter Ausführung, zeichnen sich besonders durch ihre sehr gute Umformbarkeit im weichen Zustand (Tiefzieheigenschaften) und durch ihre hohe Festigkeit nach der Wärmebehandlung (Vergüten) aus.
  • Beim Härten wird das Gefüge des Stahles durch Aufheizen in den austenitischen Bereich überführt, vorzugsweise auf Temperaturen über 950°C unter Schutzgasatmosphäre. Beim anschließenden Abkühlen an der Luft bzw. an Schutzgas erfolgt die Ausbildung einer martensitischen Gefügestruktur für ein hochfestes Bauteil.
  • Das anschließende Anlassen ermöglicht den Abbau von Eigenspannungen im gehärteten Bauteil. Gleichzeitig wird die Härte des Bauteiles so verringert, dass die geforderten Zähigkeitswerte erreicht werden.
  • Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues kostengünstiges Legierungskonzept für einen höchstfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit hervorragenden
  • Verarbeitungseigenschaften und mit einer Mindestzugfestigkeit von 750 MPa im Ausgangszustand, längs und quer zur Walzrichtung, vorzugsweise mit einem Dualphasengefüge, zu schaffen, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern so erweitert ist, 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 des Stahls gewährleistet sein und ein Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl angegeben werden.
  • Auch sollen ein ausreichendes Umformvermögen, die HFI-Schweißbarkeit, eine hervorragende allgemeine Schweißbarkeit sowie Schmelztauch- und Anlassbeständigkeit sichergestellt sein.
  • Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe durch einen Stahl mit folgender chemischen Zusammensetzung in Gew.-% gelöst:
    • C ≥ 0,075 bis ≤ 0,115
    • Si ≥ 0,600 bis ≤ 0,750
    • Mn ≥ 1,000 bis ≤ 1,900
    • Cr ≥ 0,200 bis ≤ 0,600
    • Al ≥ 0,010 bis ≤ 0,060
    • N ≥ 0,0020 bis ≤ 0,0120
    • S ≤ 0,0030
    • Mo ≤ 0,200
    • Nb ≥ 0,005 bis ≤ 0,040
    • Ti ≥ 0,005 bis ≤ 0,030
    • B ≥ 0,0005 bis ≤ 0,0030
    • Ca ≥ 0,0005 bis ≤ 0,0060
    • Cu ≤ 0,050
    • Ni ≤ 0,050
  • Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender, erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aus diesem Stahl, der Summengehalt von Mn+Si+Cr+Mo abhängig von der erzeugten Banddicke, wie folgt eingestellt ist:
    • bis 1,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo ≥ 2,450 und ≤ 2,800%
    • über 1,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo ≥ 2,600 und ≤ 3,150%
    • über 2,00: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo ≥ 3,000 und ≤ 3,450%
    und bei einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,010 bis ≤ 0,050% der N-Gehalt ≥ 0,0020 bis ≤ 0,0090% und bei einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,050% der N-Gehalt ≥ 0,0040 bis ≤ 0,0120% beträgt.
  • Durch die in den Verfahrensansprüchen 26 und 27 beschriebene Möglichkeit einer Schmelztauchveredelung (z.B. Feuerverzinken) von Stahlbänder aus dem erfindungsgemäßen Stahl mit hohen Siliziumgehalten bis 0,750% kann auf eine Zugabe von Vanadium verzichtet werden und der Molybdängehalt für die Sicherstellung der Anlassbeständigkeit gering gehalten werden.
  • Erfindungsgemäß besteht das Gefüge aus den Hauptphasen Ferrit und Martensit und der die verbesserten mechanische Eigenschaften des Stahls bestimmenden Nebenphase Bainit.
  • Der erfindungsgemäße Stahl zeichnet sich durch niedrige Kohlenstoffäquivalente aus und ist beim Kohlenstoffäquivalent CEV (IIW) blechdickenabhängig auf die Zugabe von max. 0,60% begrenzt, damit eine hervorragende Schweißbarkeit und die nachfolgend beschriebenen weiteren spezifischen Eigenschaften erzielt werden können. Als vorteilhaft hat sich bei Blechdicken bis 1,00 mm ein CEV(IIW)-Wert von max. 0,50%, bei Blechdicken bis 2,00 mm ein Wert von max. 0,55% und oberhalb von 2,00 mm ein Wert von max. 0,60% herausgestellt.
  • Durch seine chemische Zusammensetzung lässt sich der erfindungsgemäße Stahl in einem breiten Warmwalzparameterspektrum herstellen, beispielsweise mit Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur (Variante A). Zusätzlich kann durch eine gezielte Prozesssteuerung eine Gefügestruktur eingestellt werden, die es erlaubt, den erfindungsgemäßen Stahl anschließend ohne vorheriges Weichglühen kaltzuwalzen, wobei Kaltwalzgrade zwischen 10 bis 60% pro Kaltwalzdurchgang Anwendung finden.
  • Der erfindungsgemäße Stahl ist als Vormaterial sehr gut geeignet für eine Schmelztauchveredelung und weist durch die erfindungsgemäß in Abhängigkeit von der zu erzeugenden Banddicke zugegebenen summenbezogenen Menge an Mn, Si, Cr und Mo ein deutlich vergrößertes Prozessfenster im Vergleich zu den bekannten Stählen auf.
  • Bei Versuchen hat sich überraschend herausgestellt, dass ein breites Prozessfenster mit den geforderten mechanischen Eigenschaften eingehalten werden kann, wenn der Gesamtgehalt von Mn+Si+Cr+Mo blechdickenabhängig eingestellt wird.
  • 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 Prozesssierung in ausgewählten Dickenbereichen möglich (z.B. kleiner 1,00 mm Banddicke, 1,00 mm bis 2,00 mm Banddicke und größer 2,00 mm Banddicke).
  • Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren höherfeste Warm- oder Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Banddicken erzeugt, können daraus vorteilhaft belastungsoptimierte Bauteile hergestellt werden.
  • Das erfindungsgemäße Stahlband kann als Kalt- und Warmband sowie als kaltnachgewalztes Warmband mittels einer Feuerverzinkungslinie oder einer reinen Durchlaufglühanlage erzeugt werden 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 Ac1 und Ac3 bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über Ac3 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 vom Gesamtprozess (nur Durchlaufglühen oder zusätzliche Schmelztauchveredelung) gibt es unterschiedliche Ansätze für eine 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 (s.a. Verfahren 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 (s.a. Verfahren 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 (s.a. Verfahren 3, Figur 6c ).
  • Bei bekannten 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, Stickstoff, Chrom, sowie Niob, Titan und Bor sichert einerseits die geforderten mechanischen Eigenschaften wie Mindestzugfestigkeiten von 750 MPa bei gleichzeitig deutlich verbreitertem Prozessfenster bei der Durchlaufglühung.
  • 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 ≤ 0,115 Gew.-% 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. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung, wenn notwendig, berücksichtigt.
  • Bealeitelemente 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 auslösender Grund genannt. Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
  • Ein gleichmäßigeres Gefüge, das bei dem erfindungsgemäßen Stahl u.a. durch sein aufgeweitetes Prozessfenster erzielt wird, vermindert zudem die Anfälligkeit gegenüber einer Wasserstoffversprödung.
  • 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 im Zuge einer Desoxidation des Stahls mit 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 im Allgemeinen versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da dieser 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 Phosphor allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0,1 Gew.-%) als Mikrolegierungselement verwendet beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free), Bake-Hardening-Stählen oder auch in einigen Legierungskonzepten für Dualphasenstähle. Der erfindungsgemäße Stahl unterscheidet sich von bekannten Analysenkonzepten, die Phosphor als Mischkristallbildner verwenden unter anderem dadurch, dass Phosphor nicht zulegiert sondern möglichst niedrig eingestellt wird.
  • Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Schwefel ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, einen möglichst geringen Gehalt an Schwefel in der Schmelze, z.B. durch eine Vakuumbehandlung, zu erreichen. 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 verteilter Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung).
  • Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf ≤ 0,0030 Gew.-%, bzw. optimal auf ≤ 0,0020 Gew.-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Leaierunaselemente 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 von bis zu 2,06 Gew.-% 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 0,180 Gew.-%, 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 z.B. an hohe Lochaufweitung und Biegewinkel zu erfüllen, enthält der erfindungsgemäße Stahl Kohlenstoffgehalte von kleiner gleich 0,115 Gew.-%.
  • 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 Austenitgebietes 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. Eine nahezu in jedem Stahl vorkommende Gefügephase 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, eine verbesserte Lochaufweitung, einen verbesserten Biegewinkel und einen ausreichenden Widerstand gegen wasserstoffinduzierte Rissbildung (d.h. Delayed fracture free) sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,075 Gew.-% und der maximale C-Gehalt auf 0,115 Gew.-% festgelegt, vorteilhaft sind Gehalte mit einer querschnittsabhängigen Differenzierung, wie:
    • Materialdicke unter 1,00 mm (C von ≤ 0,100 Gew.-%)
    • Materialdicken zwischen 1,00 bis 2,00 mm (C ≤ 0,105 Gew.-%)
    • Materialdicken über 2,00 mm (C ≤ 0,115 Gew.-%).
  • Silizium (Si) bindet beim Vergießen Sauerstoff und wird daher zur Beruhigung im Zuge der Desoxidation 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 und Biegefähigkeit, 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 sich bei einer Zugabe bis zu 2,2% Silizium die Dehnung nur geringfügig verschlechtert. Dies wurde für unterschiedliche Blechdicken und Glühtemperaturen untersucht. Die Steigerung von 0,2% auf 0,5% Silizium bewirkte eine Festigkeitszunahme von ca. 10 MPa in der Streckgrenze und ca. 25 MPa in der Zugfestigkeit. Die Bruchdehnung nimmt dabei um etwa 1% ab. Letzteres liegt unter anderem daran, dass Silizium die Löslichkeit von Kohlenstoff im Ferrit herabsetzt und die Aktivität von Kohlenstoff im Ferrit erhöht, somit die Bildung von Karbiden verhindert, welche als spröde Phasen die Duktilität mindern, was wiederum die Umformbarkeit verbessert. 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 Schmelztauchveredeln 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.
  • Die Zugabe von Silizium in der erfindungsgemäßen Spanne hat zu weiteren im Folgenden beschriebenen überraschenden Effekten geführt. 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, wie auch die gezielte Einstellung des Stickstoffgehaltes im erfindungsgemäßen Stahl.
  • Beim Warmwalzen soll es bekanntermaßen bei höher siliziumlegierten Stählen zur Bildung von stark haftendem roten 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 0,750% 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 Gew.-% Silizium bzw. bis zu 2,000 Gew.-% 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 allein 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 können auch bei gebeiztem Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband zu treffen.
  • Entgegen dieses allgemeinen Fachwissens wurde im Rahmen von Versuchen überraschend festgestellt, dass allein durch eine geeignete Ofenfahrweise beim Rekristallisationsglühen und beim Durchlaufen des Schmelztauchbades eine gute Schmelztauchveredelung des Stahlbandes und eine gute Haftung des Überzuges erreicht werden kann.
  • Hierzu ist zunächst sicherzustellen, dass die Bandoberfläche durch eine chemisch-mechanische 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 ( r adiant t ube f urnace: RTF) durchgeführt wird (siehe Verfahren 3 in 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 ≥ − 5 * Si − 0,25 − 3 * Mn − 0,5 − 0,1 * Cr − 0,5 − 7 * − ln B 0,5
    Figure imgb0004
  • Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und pO2 den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
  • Bei einer Anlagenkonfiguration, in der der Ofenbereich aus einer Kombination von einem direkt befeuerten Ofen ( d irect f ired f urnace: DFF bzw. n on- o xidizing f urnace: NOF) und einem nachfolgenden Strahlrohrofen besteht (siehe Verfahren 2 in Figur 6b ), lässt sich die selektive Oxidation der Legierungselemente ebenfalls über die Gasatmosphären der Ofenbereiche beeinflussen.
  • Über die Verbrennungsreaktion im NOF lassen 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. durch Reduzierung des CO-Werts unter 4 Vol.-%.
  • Im nachfolgenden Strahlrohrofen werden 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 ≥ − 5 * Si − 0,3 − 2,2 * Mn − 0,45 − 0,1 * Cr − 0,4 − 12,5 * − ln B 0,25
    Figure imgb0005
  • Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% 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 der Schmelztauchveredelung (hier z.B. das Feuerverzinken) die Verfahrensroute über ein 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 Silizium-Gehalt auf 0,600 Gew.-% und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,750 Gew.-% 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. bei 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 Gew.-% festgelegt.
  • Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft eine banddickenabhängige Differenzierung des Mangangehaltes einzuhalten.
  • Bei einer Banddicke unter 1,00 mm liegt der Mangan-Gehalt bevorzugt in einem Bereich zwischen ≥ 1,000 und ≤ 1,500 Gew.-%, bei Banddicken von 1,00 bis 2,00 mm zwischen ≥ 1,300 und ≤ 1,700 Gew.-% und bei Banddicken über 2,00 mm zwischen ≥ 1,600 Gew.-% und ≤ 1,900 Gew.-%.
  • 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. y ield s trength, YS) durch Mangan und Silizium wird im Allgemeinen gut durch die Pickering-Gleichung beschrieben: YS MPa = 53,9 + 32,34 Gew . − % Mn + 83,16 Gew . − % Si + 354,2 Gew . − % N + 17,402 d − 1 / 2
    Figure imgb0006
  • 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. t ensile s trength, TS) ergeben: YS MPa = 160,7 + 147,9 Gew . − % Si + 161,1 Gew . − % Mn
    Figure imgb0007
     TS MPa = 324,8 + 189,4 Gew . − % Si + 174,1 Gew . − % Mn
    Figure imgb0008
  • 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 gegeben 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 Schmelztauchbad 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 Schmelztauchqualität 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 Gehalte von 0,200 bis 0,600 Gew.-% festgelegt.
  • Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft eine banddickenabhängige Differenzierung des Chromgehaltes einzuhalten.
  • Bei einer Banddicke unter 1,00 mm liegt der Chrom-Gehalt bevorzugt in einem Bereich zwischen ≥ 0,250 und ≤ 0,350 Gew.-%, bei Banddicken von 1,00 bis 2,00 mm zwischen > 0,350 und ≤ 0,450 Gew.-% und bei Banddicken über 2,00 mm zwischen > 0,450 Gew.-% und ≤ 0,550 Gew.-%.
  • 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 Schmelztauchbad keine Festigkeitsverluste zu erwarten sind. Molybdän wirkt außerdem über Mischkristallhärtung, ist dabei allerdings weniger effektiv als Mangan und Silizium.
  • Der Gehalt an Molybdän wird daher auf ≤0,200 Gew.-% eingestellt. Vorteilhaft sind Bereiche zwischen 0,050 und 0,100 Gew.-%.
  • Als Kompromiss zwischen den geforderten mechanischen Eigenschaften und Schmelztauchbarkeit hat sich als vorteilhaft für das erfindungsgemäße Legierungskonzept ein Summengehalt von Mo+Cr von ≤ 0,800 bzw. optimal ≤ 0,700 Gew.-% herausgestellt
    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 auf ≤ 0,050 Gew.-% festgelegt und somit bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Nickel (Ni): In Verbindung mit Sauerstoff kann Nickel an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Nickel ist deshalb auf ≤ 0,050 Gew.-% festgelegt und somit bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • 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.
  • Aluminium (Al) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Sauerstoff und Stickstoff werden 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 bzw. optimal auf 0,050 Gew.-% begrenzt und wird zur Beruhigung des Stahles zugegeben.
  • Niob (Nb): Niob wirkt im 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 Gew.-% und wird ab 0,010 Gew.-% bis 0,050 Gew.-% Niob am deutlichsten. Die Ausscheidungen verhindern außerdem das Kornwachstum während der (Teil-) Austenitisierung in der Feuerverzinkung. Oberhalb von 0,040 Gew.-% Niob ist kein zusätzlicher Effekt zu erwarten. Im Hinblick auf die zu erzielende Wirkung von Niob haben sich als vorteilhaft Gehalte von 0,005 Gew.-% bis 0,040 Gew.-% herausgestellt. Optimal sind Gehalte von 0,015 bis 0,035 Gew.-%.
  • 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 0,030 Gew.-% und vorteilhaft im Bereich von 0,005 bis 0,025 Gew.-% Titan erzielt.
  • 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 lagert sich das gelöste Bor bevorzugt an den Austenitkorngrenzen an. 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.
  • Aus vorgenannten Gründen wird der Bor-Gehalt für das erfindungsgemäße Legierungskonzept auf Werte von 5 bis 30 ppm festgelegt, optimal von 5 ppm bis 20 ppm.
  • 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 Alterungseffekte. 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 Gew.-% festgelegt.
  • Als vorteilhaft hat sich für die Einhaltung der geforderten Eigenschaften des Stahls herausgestellt, wenn der Gehalt an Stickstoff in Abhängigkeit von der Summe aus Ti+Nb+B zugegeben wird.
  • Bei einem Summengehalt von Ti+Nb+B von>≥ 0,010 bis ≤ 0,050 Gew.-% sollte der Gehalt an Stickstoff auf Werte von ≥ 20 bis ≤ 90 ppm eingehalten werden. Für einen Summengehalt aus Ti+Nb+B von > 0,050 Gew.-% haben sich Gehalte an Stickstoff von ≥ 40 bis ≤ 120 ppm als vorteilhaft erwiesen.
  • Für die Summengehalte an Niob und Titan haben sich Gehalte von ≤ 0,065 Gew.-% als vorteilhaft und wegen der prinzipiellen Austauschbarkeit von Niob und Titan bis zu einem minimalen Niobgehalt von 10 ppm sowie aus Kostengründen besonders vorteilhaft von ≤ 0,055 Gew.-% erwiesen.
  • Beim Zusammenspiel der Mikrolegierungselemente Niob sowie Titan mit Bor haben sich Summengehalte von ≤ 0,070 Gew.-% als vorteilhaft und besonders vorteilhaft von ≤ 0,060 Gew.-% erwiesen. Höhere Gehalte wirken sich nicht mehr verbessernd im Sinne der Erfindung aus.
  • Als Summengehalte von Ti+Nb+ Mo+B haben sich desweiteren maximale Gehalte von ≤ 0,175 Gew.-% aus vorgenannten Gründen erwiesen.
  • Kalzium (Ca): Eine Zugabe von Kalzium in Form von Kalzium-Silizium-Mischverbindungen bewirkt bei der Stahlerzeugung eine Desoxidation und Entschwefelung der schmelzflüssigen Phase. So werden Reaktionsprodukte in die Schlacke überführt und der Stahl gereinigt. Die erhöhte Reinheit führt zu besseren erfindungsgemäßen Eigenschaften im Endprodukt.
  • Aus den genannten Gründen wird ein Ca-Gehalt von ≥ 0,005 bis ≤ 0,0060 Gew.-% und vorteilhaft auf max. 0,0030 Gew.-% eingestellt.
  • Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen wurde herausgefunden, dass bei einer interkritischen Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 750 MPa in einer Dicke von 0,50 bis 3,00 mm (beispielsweise für Kaltband) 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 außerdem, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der interkritischen Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. der austenitisierenden Glühung über Ac3 mit anschließender gesteuerter Abkühlung auch nach einem weiteren Prozessschritt der Schmelztauchveredelung bei Temperaturen zwischen 400 bis 470°C beispielsweise mit Zink oder Zink-Magnesium erhalten bleiben.
  • Das durchlaufgeglühte und fallweise schmelztauchveredelte Material kann sowohl als Warmband, als auch als kalt nach gewalztes 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. Dieser Zustand wird im Folgenden als Ausgangszustand bezeichnet.
  • Stahlbänder, vorliegend als Warmband, kaltnachgewalztes Warmband bzw. Kaltband, aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung, zeichnen sich außerdem bei der Weiterverarbeitung durch eine hohe Kantenrissunempfindlichkeit aus.
  • Die sehr geringen Kennwertunterschiede des Stahlbandes längs und quer zu seiner Walzrichtung sind vorteilhaft beim späteren Materialeinsatz. So kann das Schneiden von Platinen aus einem Band unabhängig von der Walzrichtung (beispielsweise quer, längs und diagonal bzw. in einem Winkel zur Walzrichtung) erfolgen und der Verschnitt minimiert werden.
  • Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Ar3 und bei Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt (Variante A).
  • Bei Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband, zum Beispiel mit ca. 10% Kaltwalzgrad wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Ar3 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, Bauteilfertigung, Vergüten (Lufthärten) und Anlassen (optional) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl
    Figur 3:
    Chemische Zusammensetzung der untersuchten Stähle
    Figur 4a:
    Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) als Zielwerte, luftgehärtet und nicht angelassen
    Figur 4b:
    Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) der untersuchten Stähle im Ausgangszustand
    Figur 4c:
    Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) der untersuchten Stähle im luftgehärteten, nicht angelassenen Zustand
    Figur 5:
    Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 und des Plättchenbiegeversuchs nach VDA 238-100 an erfindungsgemäßen Stählen
    Figur 6a:
    Verfahren 1, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)
    Figur 6b:
    Verfahren 2, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)
    Figur 6c:
    Verfahren 3, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)
  • Figur 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl. 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. Auch kann weichgeglühtes Warmband bzw. weichgeglühtes Kaltband kaltgewalzt und verzinkt werden.
  • Es kann Material auch optional ohne Schmelztauchveredelung prozessiert werden, d.h. nur im Rahmen einer Durchlaufglühung mit und ohne anschließender elektrolytischen Verzinkung. Aus dem optional beschichteten Werkstoff kann nun ein komplexes Bauteil hergestellt werden. Im Anschluss daran findet der Härteprozess statt, beim dem erfindungsgemäß an Luft abgekühlt wird. Optional kann eine Anlassstufe die thermische Behandlung des Bauteils abschließen.
  • 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, die Bauteilfertigung, Vergütung und optionales Anlassen.
  • Figur 3 zeigt in der oberen Tabellenhälfte die chemische Zusammensetzung der untersuchten Stähle. Verglichen wurden erfindungsgemäße Legierungen LH®1000 mit den Referenzgüten LH®800/LH®900.
  • Gegenüber den Referenzgüten weisen die erfindungsgemäßen Legierungen insbesondere deutlich erhöhte Gehalte an Si, an Nb und Cr und keine Zulegierung von V und geringere Gehalte an Mo auf.
  • In der unteren Tabellenhälfte der Figur 3 sind die Summengehalte verschiedener Legierungskomponenten in Gew.-% und das jeweils ermittelte Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) aufgeführt.
  • Figur 4 zeigt die mechanischen Kennwerte längs zur Walzrichtung der untersuchten Stähle, mit zu erreichenden Zielkennwerte für den luftgehärteten Zustand ( Figur 4a ), den ermittelten Werten im nicht luftgehärteten Ausgangszustand ( Figur 4b ) und im luftgehärteten Zustand (Figur 4c). Die vorgegebenen zu erreichenden Werte werden sicher erreicht.
  • Figur 5 zeigt Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 (absolute Werte). Dargestellt sind die Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche für Variante A (Haspeltemperatur oberhalb Bainitstarttemperatur), jeweils für Verfahren 2 ( Figur 6b , 2,0 mm, Beispiel 1) und Verfahren 3 ( Figur 6c , 2,0 mm, Beispiel 2).
  • Die untersuchten Werkstoffe haben eine Blechdicke von 2,0 mm. Die Ergebnisse gelten für den Test nach ISO 16630.
  • Das Verfahren 2 entspricht 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 sie 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, sowie Biegewinkel. Prinzipieller Unterschied sind also die Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der nachgeschalteten Abkühlung.
  • Die Figur 6 zeigt schematisch drei Varianten der erfindungsgemäßen Temperatur-Zeit-Verläufe 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 kaltnachgewalztem Stahlband in einer Durchlaufglühanlage. Zuerst wird das Band auf eine Temperatur im Bereich von etwa 700 bis 950°C (Ac1 bis Ac3) aufgeheizt. Das geglühte Stahlband wird anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Z wischen t emperatur (ZT) 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 R aum t emperatur (RT) 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 (ST), 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 mit laborbasierendem Vergütungsprozess stehen die nachfolgenden Beispiele:
    • Beispiel 1 (Kaltband) (Legierungszusammensetzung in Gew.-%) Variante A/2,0 mm/Verfahren 2 nach Figur 6b
  • Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,098% C; 0,712% Si; 1,623% Mn; 0,010% P; 0,001% S; 0,0046% N; 0,044% Al; 0,507% Cr; 0,081% Mo; 0,0181% Ti; 0,0306% Nb; 0,0008% B; 0,0023% Ca nach Verfahren 2 entsprechend Figur 6b schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Dicke von 4,09 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie Haubenglühen) kaltgewalzt.
  • In einem Glühsimulator wurde ein schmelztauchveredeltes, luftgehärtetes Stahlband mit nachfolgenden Parametern prozessiert.
    • Glühtemperatur 870°C
    • Haltezeit 120 s
    • Transportzeit max. 5 s (ohne Energiezufuhr)
    • anschließende Abkühlung an der Luft
  • Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Vergütung ein Gefüge, welches aus Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
  • Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte nach Lufthärtung (Ausgangswerte in Klammern, unvergüteter Zustand):
    - Dehngrenze (Rp0,2) 781 MPa (480 MPa)
    - Zugfestigkeit (Rm) 1085 MPa (781 MPa)
    - Bruchdehnung (A80) 7,7% (21,1%)
    - A5 Dehnung 11,0% (-)
    - Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
    - Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 - (42,1%)
    - Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) - (131°/127°)
    längs zur Walzrichtung und würde beispielsweise einem LH®1000 entsprechen.
  • Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag im Ausgangszustand bei 62%.
    • Beispiel 2 (Kaltband) (Legierungszusammensetzung in Gew.-%) Variante B/2,0 mm/Verfahren 3 nach Figur 6c
  • Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,097% C; 0,665% Si; 1,894% Mn; 0,009% P; 0,001% S; 0,0052% N; 0,043% Al; 0,319% Cr; 0,005% Mo; 0,0159% Ti; 0,0296% Nb; 0,0017% B; 0,0019% Ca nach Verfahren 3 entsprechend Figur 6c schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Dicke von 4,09 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie z.B. Haubenglühen) kaltgewalzt.
  • In einem Glühsimulator wurde der schmelztauchveredelte Stahl analog eines Vergütungsprozesses (Lufthärten) mit nachfolgenden Parametern prozessiert.
    • Glühtemperatur 870°C
    • Haltezeit 120 s
    • Transportzeit max. 5 s (ohne Energiezufuhr)
    • Anschließende Abkühlung an Luft
  • Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Vergütung ein Gefüge, welches aus Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
  • Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte nach Lufthärtung (Ausgangswerte in Klammern, unvergüteter Zustand):
    - Dehngrenze (Rp0,2) 776 MPa (450 MPa)
    - Zugfestigkeit (Rm) 1074 MPa (781 MPa)
    - Bruchdehnung (A80) 8,3% (22,3%)
    - A5 Dehnung 11,1% (-)
    - Bake-Hardening-Index (BH2) 53 MPa
    - Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 - (35,7%)
    - Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) - (116°/116°)
    längs zur Walzrichtung und würde beispielsweise einem LH®1000 entsprechen. Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag im Ausgangszustand bei 62%.

Claims (39)

  1. Warm - oder Kaltband aus einem höchstfesten, lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten längs und quer zur Walzrichtung im nicht luftgehärteten Zustand von 750 MPa mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften bestehend aus den Elementen (Gehalte in Gew.-%):
    C ≥ 0,075 bis s 0,115
    Si ≥ 0,600 bis ≤ 0,750
    Mn ≥ 1,000 bis ≤ 1,900
    Cr ≥ 0,200 bis ≤ 0,600
    Al ≥ 0,010 bis ≤ 0,060
    N ≤ 0,0020 bis ≤ 0,0120
    S s 0,0030
    Mo ≤ 0,200
    Nb ≥ 0,005 bis ≤ 0,040
    Ti ≥ 0,005 bis ≤ 0,030
    B ≥ 0,0005 bis ≤ 0,0030
    Ca ≥ 0,0005 bis ≤ 0,0060
    Cu ≤ 0,050
    Ni ≤ 0,050
    Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn+Si+Cr+Mo abhängig von der erzeugten Banddicke wie folgt eingestellt ist:
    bis 1,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo ≥ 2,450 und ≤ 2,800 Gew.-%
    über 1,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo ≤ 2,600 und s 3,150 Gew.-% über 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo ≥ 3,000 und ≤ 3,450 Gew.-%,
    und bei
    einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,010 bis ≤ 0,050% der N-Gehalt ≥ 0,0020 bis ≤ 0,0090% und bei einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,050% der N-Gehalt ≥ 0,0040 bis ≤ 0,0120% beträgt.
  2. Warm - oder Kaltband nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass bei Banddicken bis 1,00 mm der C-Gehalt ≤ 0,100% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (IIW) ≤ 0.50% betragen, wobei CEV(IIW) = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 ist.
  3. Warm - oder Kaltband nach Anspruch 1
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei Banddicken über 1,00 bis 2,00 mm der C-Gehalt ≤ 0,105% und das Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) ≤ 0,55% betragen, wobei CEV(IIW) = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 ist.
  4. Warm - oder Kaltband nach Anspruch 1
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei Banddicken über 2,00 mm der C-Gehalt ≤ 0,115% und das Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) ≤ 0,60% betrage, wobei CEV(IIW) = C+Mn/6+(Cu+Ni)/15+(Cr+Mo+V)/5 ist..
  5. Warm - oder Kaltband nach Anspruch 1 und 2,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei Banddicken bis 1,00 mm der Mn-Gehalt ≥ 1,000 bis ≤ 1,500% beträgt.
  6. Warm - oder Kaltband nach Anspruch 1 und 3,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei Banddicken über 1,00 bis 2,00 mm der Mn-Gehalt ≥ 1,300 bis ≤ 1,700% beträgt.
  7. Warm - oder Kaltband nach Anspruch 1 und 4,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei Banddicken über 2,00 mm der Mn-Gehalt ≥ 1,600 bis ≤1,900% beträgt.
  8. Warm - oder Kaltband nach Anspruch 1,2 und 5,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei Banddicken bis 1,00 mm der Cr-Gehalt ≥ 0,250 bis ≤ 0,350% beträgt.
  9. Warm - oder Kaltband nach Anspruch 1 und 3,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei Banddicken über 1,00 bis 2,00 mm der Cr-Gehalt > 0,350 bis ≤ 0,450% beträgt.
  10. Warm - oder Kaltband nach Anspruch 1,4 und 7,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei Banddicken über 2,00 mm der Cr-Gehalt > 0,450 bis ≤0,550% beträgt.
  11. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 10,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der S-Gehalt ≤ 0,0020% beträgt.
  12. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 11,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Mo-Gehalt ≥ 0,050 bis ≤0,100% beträgt.
  13. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 12,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Summe Cr+Mo ≤ 0,800% beträgt.
  14. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 12,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Summe Cr+Mo ≤ 0,700% beträgt.
  15. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 14,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Nb-Gehalt ≥ 0,015 bis ≤0,035% beträgt.
  16. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 15,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Ti-Gehalt ≥ 0,005 bis ≤ 0,025% beträgt.
  17. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 16,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Summe Nb+Ti ≤ 0,065% beträgt.
  18. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 16,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Summe Nb+Ti ≤ 0,055% beträgt.
  19. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 18,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der B-Gehalt ≥ 0,0005 bis ≤0,0020% beträgt.
  20. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 19,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Summe Ti+Nb+B ≤ 0,070% beträgt.
  21. Warm- oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe Ti+Nb+B ≤ 0,060% beträgt.
  22. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 19,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Summe Ti+Nb+B+Mo ≤ 0,175% beträgt.
  23. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 22,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Ca-Gehalt ≤ 0,0030% beträgt.
  24. Warm - oder Kaltband nach einem der Ansprüche 1 bis 23,
    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.
  25. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem lufthärtbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 24, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird, wobei 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 wird, anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abkühlt oder die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s von der ersten Zwischentemperatur bis auf Raumtemperatur beibehalten wird.
  26. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem lufthärtbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 24, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird, wobei 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.
  27. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem lufthärtbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 24, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird, wobei 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 eine 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 zu einer 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.
  28. Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 27,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei der Durchlaufglühung das Oxidationspotential bei einer Glühung mit einer Anlagenkonfiguration, bestehend aus direkt befeuertem Ofenbereich (NOF) und einem Strahlrohrofen (RTF) durch einen CO-Gehalt im NOF von unter 4 Vol.-% gesteigert wird, wobei im RTF der Sauerstoffpartialdruck der für Eisen reduzierenden Ofenatmosphäre gemäß nachfolgender Gleichung eingestellt wird − 18 > Log pO 2 ≥ − 5 * Si − 0,3 − 2,2 * Mn − 0,45 − 0,1 * Cr − 0,4 − 12,5 * − ln B 0,25 ,
    Figure imgb0009
     wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und pO2 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.
  29. Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 27,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei einer Glühung nur mit einem Strahlrohrofen der Sauerstoffpartialdruck der Ofenatmosphäre nachfolgender Gleichung genügt, − 12 > Log pO 2 ≥ − 5 * Si − 0,25 − 3 * Mn − 0,5 − 0,1 * Cr − 0,5 − 7 * − ln B 0,5 .
    Figure imgb0010
     wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und pO2 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.
  30. Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 29,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei unterschiedlich dicken Bändern beim Durchlaufglühen vergleichbare Gefügezustände und mechanische Kennwerte der Bänder durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit im Zuge der Wärmebehandlung eingestellt werden.
  31. Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 30,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung oder Schmelztauchveredelung dressiert wird.
  32. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 25 bis 30,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung oder Schmelztauchveredelung streckbiegegerichtet wird.
  33. Stahlband nach Anspruch 1,
    aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 20% im nicht luftgehärteten Zustand.
  34. Stahlband nach Anspruch 33,
    aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 30% im nicht luftgehärteten Zustand.
  35. Stahlband nach Anspruch 1,
    aufweisend einen Mindestbiegewinkel nach VDA 238-100 von 60° in Längsrichtung bzw. Querrichtung im nicht luftgehärteten Zustand.
  36. Stahlband nach Anspruch 35,
    aufweisend einen Mindestbiegewinkel nach VDA 238-100 von 75° in Längsrichtung bzw. Querrichtung im nicht luftgehärteten Zustand.
  37. Stahlband nach Anspruch 1,
    aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x Biegewinkel nach VDA 238-100) von 60000 MPa° im nicht luftgehärteten Zustand.
  38. Stahlband nach Anspruch 37,
    aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x Biegewinkel nach VDA 238-100) von 70000 MPa° im nicht luftgehärteten Zustand.
  39. Stahlband nach den Ansprüchen 33 bis 38,
    aufweisend einen Delayed fracture free-Zustand für mindestens 6 Monate unter Erfüllung der Anforderungen nach SEP 1970 für Lochzug- und Bügelprobe.
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