EP3221484A1 - Hochfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl - Google Patents

Hochfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl

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EP3221484A1
EP3221484A1 EP15831216.5A EP15831216A EP3221484A1 EP 3221484 A1 EP3221484 A1 EP 3221484A1 EP 15831216 A EP15831216 A EP 15831216A EP 3221484 A1 EP3221484 A1 EP 3221484A1
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EP
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steel
strip
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air
hot
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EP15831216.5A
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Thomas Schulz
Joachim SCHÖTTLER
Sascha KLUGE
Christian Meyer
Peter Matthies
Andreas WEDEMEIER
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Salzgitter Flachstahl GmbH
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Salzgitter Flachstahl GmbH
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a high-strength air-hardenable multiphase steel with excellent processing properties according to claim 1.
  • Advantageous developments are the subject of the dependent claims 2 to 19.
  • the invention relates to a method for producing a hot and / or cold-rolled strip from such a steel and its compensation by means of air hardening and optionally subsequent tempering according to claims 20 to 27, and a steel strip, produced by this method, according to claims 28 to 34.
  • the invention relates to steels having a tensile strength in the range of at least 750 MPa in the initial state (uncured or tempered) for the manufacture of components having improved formability (such as increased hole widening and bending angle) and improved welding properties.
  • High- to ultra-high-strength steels must therefore have comparatively high requirements in terms of their strength and ductility, energy absorption and their processing, such as stamping, hot and cold forming, thermal quenching (eg air hardening, press hardening), welding and / or surface treatment, eg a metallic finish, organic coating or paint, are sufficient.
  • Newly developed steels must therefore, in addition to the required weight reduction due to reduced sheet thicknesses, meet the increasing material requirements for yield strength,
  • Processing properties such as formability and weldability, provide.
  • a high to ultra-high strength steel with single or multi-phase structure must be used to ensure sufficient strength of the automotive components and the high component requirements in terms of toughness, edge crack resistance, improved bending angle and bending radius, energy absorption and hardenability and the bake hardening Effect.
  • Hole expanding capability is a material property that describes the resistance of the material to crack initiation and crack propagation during forming operations in near edge areas, such as collaring.
  • the Lochaufweite pulp is normatively regulated, for example, in ISO 16630. Thereafter, prefabricated, for example punched in a sheet holes are widened by means of a mandrel.
  • the measured variable is the change in the hole diameter relative to the initial diameter at which the first crack occurs at the edge of the hole through the metal sheet.
  • An improved edge crack resistance means an increased formability of the sheet edges and can be described by an increased Lochetzweitq.
  • the determination of the bending angle (a) is e.g. on the
  • the above-mentioned properties are important for components which, before tempering, e.g. be converted by air tempering with optional tempering to very complex components.
  • Carbon equivalent achieved. Synonyms such as “unterDeritektisch” (UP) and the already known “Low Carbon Equivalent” (LCE) stand for this.
  • the carbon content is usually less than 0, 120 wt .-%.
  • the failure behavior or the fracture pattern of the weld can be improved by alloying with micro-alloying elements.
  • High-strength components must have sufficient resistance to embrittlement of the material compared to hydrogen. Testing the durability of
  • AHSS Advanced High Strength Steels
  • Retained austenite advantageously e.g. affect the Lochaufweit , the bending behavior and the hydrogen-induced brittle fracture behavior.
  • the bainite can in this case
  • Yield ratio with simultaneously very high tensile strength, strong work hardening and good cold workability, are well known, but are often no longer sufficient with increasingly complex component geometries.
  • the group of multiphase steels is increasingly used.
  • the multiphase steels include e.g. Complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, TRIP steels and the previously described dual-phase steels characterized by different microstructural compositions.
  • Complex-phase steels are, according to EN 10346, steels which contain small amounts of martensite, retained austenite and / or pearlite in a ferritic / bainitic matrix, due to delayed recrystallization or precipitations of
  • Micro-alloying a strong grain refinement is effected.
  • Ferritic-bainitic steels are according to EN 10346 steels containing bainite or solidified bainite in a matrix of ferrite and / or solidified ferrite.
  • the strength of the matrix is characterized by a high dislocation density, by grain refining and the excretion of
  • Dual-phase steels are, according to EN 10346, steels with a ferritic basic structure, in which a martensitic second phase is insular, occasionally also with proportions of bainite as second phase. At high tensile strength, dual phase steels exhibit a low yield ratio and high work hardening.
  • TRIP steels are steels with a predominantly ferritic basic structure, in which bainite and retained austenite are embedded, which can convert to martensite during the transformation (TRIP effect). Because of its high work hardening, the steel achieves high levels of uniform elongation and tensile strength. In combination with the bake hardening effect, high component strengths can be achieved. These steels are suitable both for stretch drawing and deep drawing. However, material conversion requires higher blankholder forces and press forces. A comparatively strong springback must be considered.
  • the high-strength steels with a single-phase structure include, for example, bainitic and martensitic steels.
  • Bainitic steels are according to EN 10346 steels, which are characterized by a very high yield strength and tensile strength at a sufficiently high elongation for cold forming processes
  • the microstructure typically consists of bainite. Occasionally small amounts of other phases, such as e.g. Martensite and ferrite may be included.
  • Martensitic steels are, according to EN 10346, steels which contain small amounts of ferrite and / or bainite in a matrix of martensite due to thermomechanical rolling. This steel grade is characterized by a very high yield strength and tensile strength at a sufficiently high elongation for cold forming processes. Within the group of multiphase steels, the martensitic steels have the highest tensile strength values. The suitability for thermoforming is limited. The martensitic steels are mainly suitable for bending forming processes, such as roll forming.
  • Fahrtechniksund come high- and ultra high strength, inter alia, in structural, crash-relevant components as sheet metal plates, tailored blanks (welded blanks) and cold rolled as flexible bands, so-called TRB ® s or tailored strips.
  • a special heat treatment takes place for defined microstructure adjustment where e.g. by comparatively soft components, such as ferrite or bainitic ferrite, the steel its low yield strength and by its hard
  • ingredients such as martensite or carbon-rich bainite, maintains its strength.
  • cold-rolled high to ultrahigh-strength steel strips are annealed by recrystallization to give a readily deformable sheet for economic reasons by continuous annealing.
  • the process parameters such as throughput speed, annealing temperatures and
  • Cooling rate (cooling gradient), adjusted according to the required mechanical properties with the necessary structure.
  • the pickled hot strip is heated in typical thicknesses of 1.50 to 4.00 mm or cold strip in typical thicknesses of 0.50 to 3.00 mm in a continuous annealing furnace to a temperature such that during the
  • Constant temperature is difficult to achieve, especially with different thicknesses in the transition region from one band to the other band. This can be done
  • Alloy compositions with too small process windows in the continuous annealing lead to e.g. the thinner belt is either driven too slowly through the furnace, reducing productivity, or driving the thicker belt through the furnace too quickly and not achieving the necessary annealing temperatures and cooling gradients to achieve the desired texture.
  • the consequences are increased rejects and high costs of incorrect services.
  • Expanded process windows are necessary so that the required strip properties are possible with the same process parameters even with larger cross-sectional changes of the strips to be annealed.
  • Annealing treatment when load-optimized components are to be produced from hot strip or cold strip which have varying strip thicknesses over the strip length and bandwidth (for example by means of flexible rolling).
  • TRB ® s with multi-phase structure is possible with today's known alloys and available continuous annealing plants for widely varying strip thicknesses but not without additional effort, such as an additional heat treatment before cold rolling (hot strip soft annealing).
  • hot strip soft annealing In areas of different strip thickness, ie in the presence of different Kaltabwalzgrade may due to one of the common Alloy-specific narrow process windows occurring temperature gradient no homogeneous multi-phase structure in cold- as well as hot-rolled steel strips can be adjusted.
  • a method for producing a steel strip of different thickness over the strip length is described e.g. described in DE 100 37 867 A1.
  • the annealing treatment is usually carried out in a continuous annealing furnace upstream of the hot dip bath.
  • the required microstructure is occasionally adjusted depending on the alloy concept only during the annealing treatment in the continuous annealing furnace in order to realize the required mechanical properties.
  • Crucial process parameters are thus the setting of the annealing temperature and the speed, as well as the cooling rate (cooling gradient) in the
  • Cross-sectional areas can be displayed, so that for different strength classes and / or cross-sectional areas altered alloy concepts are necessary.
  • Carbon equivalent is an important criterion.
  • CEV (IIW) C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5
  • PCM C + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5 B takes into account the characteristic standard elements, such as carbon and manganese, as well as chromium, molybdenum and vanadium (contents in wt. -%).
  • Silicon plays only a minor role in the calculation of the carbon equivalent. This is crucial in relation to the invention.
  • the lowering of the Carbon equivalents due to lower contents of carbon and of manganese should be compensated by increasing the silicon content. Thus, with the same strengths, the edge crack resistance and the weldability are improved.
  • a low yield ratio (Re / Rm) in a strength range above 750 MPa in the initial state is typical for a dual-phase steel and is used primarily for
  • Yield limit ratios represent a greater safety margin for component failure.
  • a higher yield ratio (Re / Rm), as is typical for complex phase steels, is also characterized by a high resistance to edge cracks. This is due to the lesser differences in the strengths and hardnesses of each
  • Microstructure constituents and the finer structure which has a favorable effect on a homogeneous deformation in the area of the cutting edge.
  • Minimum tensile strengths of 750 MPa in the initial state is very diverse and shows very large alloy areas in the strength-enhancing elements carbon, silicon, manganese, phosphorus, nitrogen, aluminum and chromium and / or molybdenum as well as in the addition of microalloys such as titanium, niobium, vanadium and Boron.
  • the range of dimensions in this strength range is broad and ranges from about 0.50 to about 4.00 mm in thickness for tapes intended for continuous annealing.
  • the starting material can be hot strip, cold rolled hot strip and cold strip. There are predominantly bands up to about 1600 mm width application, but also slit strip dimensions, caused by longitudinal parts of the bands. Sheets or sheets are made by cutting the strips.
  • the air-hardenable steel grades known, for example, from the publications EP 1 807 544 B1, WO 2011/000351 and EP 2 227 574 B1 with minimum tensile strengths in the initial state of 800 (LH®800) or 900 MPa (LH®900) in hot or cold rolled version are characterized by their excellent formability in the soft state
  • the structure of the steel is converted by heating in the austenitic region, preferably at temperatures above 950 ° C under a protective gas atmosphere. During the subsequent cooling in air or inert gas, the formation of a martensitic microstructure for a high-strength component takes place.
  • the subsequent tempering makes it possible to reduce residual stresses in the hardened component. At the same time the hardness of the component is reduced so that the required
  • Toughness values can be achieved.
  • the invention is therefore based on the object, a new cost-effective
  • this object is achieved by a steel having the following chemical composition in% by weight:
  • Hot dip galvanizing e.g., hot dip galvanizing
  • the microstructure consists of the main phases of ferrite and martensite and of the secondary phase bainite which determines the improved mechanical properties of the steel.
  • the steel according to the invention is distinguished by low carbon equivalents and, in the case of the carbon equivalent CEV (NW), is dependent on the thickness of the sheet metal on the addition of max. 0.62% limited to achieve excellent weldability and the other specific properties described below.
  • CEV carbon equivalent
  • the steel according to the invention can be produced in a wide range of hot rolling parameters, for example with coiling temperatures above the bainite start temperature (variant A).
  • the bainite start temperature variant A
  • Process control are set a microstructure, which allows the
  • the steel according to the invention is very well suited as a starting material for a
  • Hot dip finishing and has a significantly increased process window compared to the known steels by the sum-related amount of Mn, Si and Cr added according to the invention as a function of the strip thickness to be produced.
  • steel strips can be produced by an intercritical annealing between Ad and Ac3 or in the case of an austenitizing annealing via A C 3 with finally controlled cooling, which leads to a dual or multi-phase structure.
  • Annealing temperatures of about 700 to 950 ° C have proved to be advantageous.
  • Hot dipping there are different approaches for a heat treatment.
  • the strip is cooled starting from the annealing temperature at a cooling rate of about 15 to 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 160 to 250 ° C.
  • a cooling rate of about 15 to 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 160 to 250 ° C.
  • FIG. 6a
  • Cooling rate of about 2 to 30 ° C / s (see method 2, Figure 6b).
  • the second variant of the temperature control in the hot dip finishing includes holding the temperature for about 1 to 20 seconds at the intermediate temperature of about 200 to 350 ° C and then reheating to the temperature required for hot dipping refinement of about 400 to 470 ° C.
  • the tape is after refining back to about 200 cooled to 250 ° C.
  • the cooling to room temperature is again with a
  • Cooling rate of about 2 to 30 ° C / s (see method 3, Figure 6c).
  • Material characteristic is also that the addition of manganese with increasing weight percent of the ferrite is shifted to longer times and lower temperatures during cooling. Depending on the process parameters, the proportions of ferrite are more or less reduced by increased amounts of bainite.
  • the carbon equivalent can be reduced, thereby improving weldability and avoiding excessive weld hardening. In resistance spot welding, moreover, the electrode life can be significantly increased.
  • Bealeitiata are elements that are already present in iron ore, or
  • Hydrogen (H) can be the only element that can diffuse through the iron lattice without creating lattice strains. As a result, the hydrogen in the iron grid is relatively mobile and can be absorbed relatively easily during the processing of the steel. Hydrogen can only be taken up in atomic (ionic) form in the iron lattice. Hydrogen has a strong embrittlement and preferably diffuses to energy-favorable sites (defects, grain boundaries, etc.). In this case, defects act as hydrogen traps and can significantly increase the residence time of the hydrogen in the material.
  • a more uniform structure 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 quantities. Similar 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, as much as possible is attempted during production to reduce the oxygen content.
  • the oxygen content in the steel should be as low as possible.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is found in iron lattice as
  • phosphorus is used as a micro-alloying element in small amounts ( ⁇ 0.1% by weight) due to low cost and high strength enhancement, for example in higher strength interstitial free (IF) steels, bake hardening steels or even some Alloy concepts for dual-phase steels.
  • IF interstitial free
  • Phosphorus as a mixed crystal formers use, inter alia, that phosphorus is not alloyed but is set as low as possible.
  • the phosphorus content in the steel according to the invention is limited to unavoidable amounts in steelmaking.
  • S Sulfur
  • MnS manganese sulfide
  • the manganese sulfides are often rolled out like a line during the rolling process and act as nucleation sites for the transformation diffusion-controlled conversion into a line-shaped structure and can lead to deteriorated mechanical properties in the case of pronounced brittleness (eg pronounced Martensitzeilen instead of distributed Martensitinseln, anisotropic
  • the sulfur content in the steel according to the invention is limited to ⁇ 0.0050% by weight, advantageously to ⁇ 0.0025% by weight or optimally to ⁇ 0.0020% by weight or to unavoidable amounts in steelmaking ,
  • Leaierunasetti are usually added to the steel in order to influence specific properties.
  • An alloying element in different steels can influence different properties. The effect generally depends strongly on the amount and the solution state in the material. The connections can therefore be quite varied and complex. In the following, the effect of the alloying elements will be discussed in greater detail.
  • Carbon (C) is considered the most important alloying element in steel. Through its targeted introduction of up to 2.06 wt .-% iron is only for steel. Often the carbon content is drastically lowered during steelmaking. In the case of dual-phase steels for continuous hot-dip finishing, its proportion according to EN 10346 or VDA 239-100 is a maximum of 0.180% by weight; a minimum value is not specified.
  • the solubility is 0.02% maximum in ⁇ -iron and 2.06% maximum in ⁇ -iron.
  • Carbon in solute significantly increases the hardenability of steel and is therefore essential for the formation of a sufficient amount of martensite.
  • excessive carbon contents increase the hardness difference between ferrite and martensite and limit weldability.
  • the steel according to the invention contains carbon contents of less than or equal to 0.115 wt .-%.
  • Austenite area to lower temperatures shows. As the constrained carbon content in martensite increases, the lattice distortions and, associated therewith, the strength of the diffusion-free phase are increased.
  • Carbon also forms carbides.
  • a structural phase that occurs in almost every steel is the cementite (Fe 3 C).
  • significantly harder special carbides may form with other metals such as chromium, titanium, niobium, vanadium.
  • chromium, titanium, niobium, vanadium Not only the species but also the distribution and size of the precipitates is of crucial importance for the resulting increase in strength.
  • sufficient strength and on the other hand a good weldability, improved hole widening, an improved bending angle and a sufficient resistance against
  • the minimum C content to 0.075 wt .-% and the maximum C content set to 0.115 wt .-% are advantageous contents with a cross-sectional dependent differentiation, such as:
  • Silicon (Si) binds oxygen during casting and is therefore used to calm down during the deoxidation of the steel.
  • the segregation coefficient is significantly lower than e.g. that of manganese (0, 16 versus 0.87). Seigings generally result in a line arrangement of the structural constituents which provide the forming properties, e.g. the hole widening and bending ability,
  • Tensile strenght The elongation at break decreases by about 1%. The latter is partly due to the fact that silicon reduces the solubility of carbon in the ferrite and increases the activity of carbon in the ferrite, thus preventing the formation of carbides, which reduce the ductility as brittle phases, which in turn improves the formability. Due to the low strength-increasing effect of silicon within the span of the
  • Steel according to the invention provides the basis for a broad process window.
  • Hot rolling thereby provides a basis for improved cold rollability.
  • the accelerated ferrite formation enriches the austenite with carbon and stabilizes it.
  • austenite is additionally stabilized.
  • the accelerated cooling can suppress the formation of bainite in favor of martensite.
  • the addition of silicon in the range according to the invention has led to further surprising effects described below.
  • the above-described delay of carbide formation could also be brought about, for example, by aluminum.
  • aluminum forms stable nitrides, so that insufficient nitrogen is available for the formation of carbonitrides with micro-alloying elements.
  • alloying with silicon this problem does not exist because silicon forms neither carbides nor nitrides.
  • silicon has an indirect positive effect on precipitation formation by microalloys, which in turn has a positive effect on the strength of the material.
  • Hot dip coating equipment a reduction of iron oxide, e.g. during cold rolling or as a result of storage at room temperature on the surface can form.
  • oxygen-affinity alloy constituents such as e.g. Silicon, manganese, chromium, boron
  • the gas atmosphere is oxidizing with the result that segregation and selective oxidation of these elements can occur.
  • the selective oxidation can take place both externally, that is on the substrate surface, and internally within the metallic matrix.
  • Zinc alloy layer on the steel substrate can be reduced.
  • the above-mentioned mechanisms can also apply to pickled hot-rolled strip or cold-rolled hot-rolled strip, respectively.
  • the internal oxidation of the alloying elements can be achieved by adjusting the internal oxidation of the alloying elements
  • Oxygen partial pressure of the furnace atmosphere (N 2 -H 2 -Schutzgasatmospreheat) are selectively influenced.
  • the set oxygen partial pressure must satisfy the following equation, with the furnace temperature between 700 and 950 ° C.
  • Si, Mn, Cr, B denote the corresponding alloying proportions in the steel in wt .-% and p0 2 the oxygen partial pressure in mbar.
  • the furnace area consists of a combination of a direct fired furnace (DFF or non-oxidizing furnace: NOF) and a subsequent radiant tube furnace (see process 2 in FIG. 6b)
  • DFF direct fired furnace
  • NOF non-oxidizing furnace
  • the furnace area also affect selective oxidation of the alloying elements via the gas atmospheres of the furnace areas.
  • the combustion reaction in the NOF can be used to adjust the oxygen partial pressure and thus the oxidation potential for iron and the alloying elements. This should be adjusted so that the oxidation of the alloying elements is internally below the
  • the set oxygen partial pressure in this furnace area must satisfy the following equation, with the furnace temperature between 700 and 950 ° C.
  • Si, Mn, Cr, B denote the corresponding alloying proportions in the steel in wt .-% and p0 2 the oxygen partial pressure in mbar.
  • Hot-dip coating equipment prevents the surface formation of oxides and achieves a uniform, good wettability of the strip surface with the liquid melt.
  • Galvanization chosen (see method 1 in Figure 6a), no special precautions are necessary to ensure the galvanic nature. It is known that the galvanization of higher-alloyed steels is much easier by electrolytic deposition than by continuous hot dip process is feasible. In electrolytic galvanizing, pure zinc is deposited directly on the strip surface. In order not to hinder the electron flow between the steel strip and the zinc ions and thus the zinc plating, it must be ensured that no surface-covering oxide layer is present on the strip surface. This condition is usually ensured by a standard reducing atmosphere during annealing and pre-cleaning prior to electrolysis.
  • the minimum silicon content is set to 0.200 wt .-% and the maximum silicon content to 0.300 wt .-%.
  • Manganese (Mn) is added to almost all steels for desulfurization to convert the harmful sulfur into manganese sulphides. In addition, manganese increases by
  • Solid solution solidifies the strength of the ferrite and shifts the a / y conversion to lower temperatures.
  • manganese tends to form oxides on the steel surface during annealing.
  • manganese oxides e.g.
  • MnO manganese
  • / or Mn mixed oxides eg Mn2Si0 4
  • Si / Mn or Al / Mn ratio manganese is less critical because globular oxides rather than oxide films are formed.
  • high levels of manganese can negatively affect the appearance of the zinc layer and zinc adhesion.
  • the manganese content is set to 1, 700 to 2.300 wt .-% for the reasons mentioned.
  • the manganese content is preferably in a range between> 1.007 and ⁇ 2.000 wt.%, With strip thicknesses of 1.00 to 2.00 mm between> 1.8550 and ⁇ 2., 150 wt .-% and at belt thicknesses over 2.00 mm between> 2.000 and ⁇ 2.300 wt .-%.
  • Another peculiarity of the invention is that the variation of the manganese content can be compensated by simultaneously changing the silicon content.
  • chromium even in small amounts in dissolved form, can considerably increase the hardenability of steel.
  • chromium causes particle hardening with appropriate temperature control in the form of chromium carbides. The associated increase in the number of seed sites with simultaneously reduced content of carbon leads to a reduction in the hardenability.
  • chromium In dual phase steels, the addition of chromium mainly improves the hardenability. Chromium, when dissolved, shifts perlite and bainite transformation to longer times, while decreasing the martensite start temperature.
  • chromium increases the tempering resistance significantly, so that there is almost no loss of strength in the hot dip.
  • Chromium is also a carbide former. If chromium-iron mixed carbides are present, the austenitizing temperature must be set high enough before hardening to allow the austenitizing temperature
  • Chromium also tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment, which may degrade the hot dipping quality.
  • Hot dip coating reduces the formation of Cr oxides or Cr mixed oxides on the steel surface after annealing.
  • the chromium content is therefore set at levels of 0.280 to 0.480 wt .-%.
  • Molybdenum (Mo): Since addition of molybdenum is not necessary with the present alloy concept, the content of molybdenum is limited to unavoidable steel-accompanying amounts. Copper (Cu ⁇ ): The addition of copper can increase the tensile strength as well as the hardenability and, in combination with nickel, chromium and phosphorus, copper can form a protective oxide layer on the surface which can significantly reduce the corrosion rate.
  • copper When combined with oxygen, copper can form harmful oxides at the grain boundaries, which can be detrimental to hot working processes in particular.
  • the content of copper is therefore fixed at ⁇ 0.050% by weight and thus limited to quantities that are unavoidable in steel production.
  • Vanadium (V) Since addition of vanadium is not necessary in the present alloy concept, the content of vanadium is limited to unavoidable steel-accompanying amounts.
  • Aluminum (A ⁇ ) is usually added to the steel to bind the dissolved oxygen in the iron and nitrogen. Oxygen and nitrogen become so into aluminum oxides and
  • Seed points cause a grain refining and so the toughness properties as well
  • Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and become higher
  • aluminum such as silicon shifts ferrite formation to shorter times, allowing the formation of sufficient ferrite in the dual phase steel. It also suppresses carbide formation, leading to a delayed transformation of austenite. For this reason, aluminum is also used as an alloying element in
  • Residual austenitic steels used to substitute a portion of the silicon.
  • the reason for this approach is that aluminum is slightly less critical to the galvanizing reaction than silicon. The aluminum content is therefore limited to 0.020 to a maximum of 0.060 wt .-% and is added to calm the steel.
  • Niobium (Nb) Niobium has different effects in steel. When hot rolling in the
  • Recrystallization whereby the seed density is increased and after the conversion a finer grain is formed.
  • the proportion of dissolved niobium also inhibits recrystallization.
  • the excretions increase the strength of the final product.
  • These can be carbides or carbonitrides. Often these are mixed carbides in which titanium is also incorporated. This effect starts from 0.005 wt .-% and is most evident from 0.010 to 0.050 wt .-% niobium.
  • the precipitates also prevent grain growth during (partial) austenitization in the hot dip galvanizing. Above 0.050 wt.% Niobium, no additional effect is to be expected. In view of the effect of niobium to be achieved have been found to be advantageous levels of 0.020 to 0.040 wt .-%.
  • Titanium Because of its high affinity to nitrogen, titanium is primarily precipitated as TiN during solidification, and also occurs together with niobium as mixed carbide .TiN is of great importance for grain size stability in the blast furnace
  • Precipitates have a high temperature stability, so that they exist in contrast to the mixed carbides at 1200 ° C largely as particles that hinder the grain growth. Titanium also retards recrystallization during hot rolling, but is less effective than niobium. Titanium works by precipitation hardening. The larger TiN particles are less effective than the finely divided mixed carbides. The best effectiveness is achieved in the range of 0.005 to 0.050 wt .-% and advantageously in the range of 0.020 to 0.050 wt .-% titanium.
  • Nitrogen has an affinity to nitrogen, so the nitrogen must first be set, preferably by the stoichiometrically required amount of titanium. Due to its low solubility in iron, the dissolved boron prefers to attach to the austenite grain boundaries, where it forms partially Fe-B carbides which are coherent Both effects have a retarding effect on ferrite and perlite formation and thus increase the hardenability of the steel, but excessively high levels of boron are detrimental since iron boride can form, adversely affecting hardenability, formability and corrosion resistance Toughness of the material effect. Boron also tends to form oxides or mixed oxides during annealing during the continuous hot dip coating which degrade the quality of the zinc finish. The above measures for adjusting the furnace areas in continuous hot dip coating reduce the formation of oxides on the steel surface.
  • Alloy concept set to values of 5 to 60 ppm, advantageously to ⁇ 40 or optimally to ⁇ 20 ppm.
  • Nitrogen (N) can be both alloying element and accompanying element from the
  • Micro alloying elements titanium and niobium fine grain hardening over titanium nitrides and niobium (karbo) nitrides can be achieved.
  • the N content is therefore set to values of> 0.0020 to ⁇ 0.0120 wt .-%.
  • niobium and titanium contents of ⁇ 0.100% by weight are advantageous and, due to the principle exchangeability of niobium and titanium up to a minimum niobium content of 10 ppm and for cost reasons, particularly advantageously ⁇ 0.090% by weight. proved.
  • sum amounts of ⁇ 0.105% by weight have proved to be advantageous and particularly advantageous ⁇ 0.097% by weight. Higher contents do not improve in the sense of
  • the annealing temperatures for the dual-phase structure to be achieved are for the
  • the continuous annealed and occasionally hot-dip refined material can be used as a hot strip as well as a cold rolled hot strip or cold strip in the finished one (cold rolled) or undress faced state and / or in the stretch bending or not stretch-bent state and also in the heat-treated state (overaging) are manufactured.
  • This state is referred to below as the initial state.
  • Steel strips in the present case as hot strip, cold rolled hot strip or cold strip, from the alloy composition according to the invention are also distinguished by a high edge crack resistance in further processing.
  • the hot strip according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic region above ⁇ ⁇ 3 and reel temperatures above the
  • Bainite start temperature generated (variant A).
  • the hot strip according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic region above ⁇ ⁇ 3 and reel temperatures below the Bainitstarttemperatur generated
  • Figure 1 process chain (schematically) for the production of a tape from the
  • Figure 4a Mechanical characteristics (along the rolling direction) as target values, air-hardened and not tempered
  • Figure 4c Mechanical characteristics (along the rolling direction) of the examined steels in the air-hardened, not tempered state
  • FIG. 6a Method 1, temperature-time curves (annealing variants schematically)
  • FIG. 6b Method 2, temperature-time curves (annealing variants schematically)
  • FIG. 6c Method 3, temperature-time curves (annealing variants schematically)
  • Figure 1 shows schematically the process chain for the production of a strip of the steel according to the invention. Shown are the different process routes relating to the invention. Until hot rolling (final rolling temperature), the process route is the same for all steels according to the invention, after which deviating process routes take place, 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 annealed cold strip can be cold rolled and galvanized.
  • Material can also be optionally processed without hot dip finishing, i. only in the context of a continuous annealing with and without subsequent electrolytic
  • a tempering stage can complete the thermal treatment of the component.
  • Figure 2 shows schematically the time-temperature profile of the process steps hot rolling and continuous annealing of strips of the alloy composition according to the invention. Shown is the time- and temperature-dependent transformation for the hot rolling process as well as for a heat treatment after cold rolling, component manufacturing, tempering and optional tempering.
  • Figure 3 shows in the upper half of the table, the chemical composition of
  • the alloys according to the invention have, in particular, significantly increased contents of Nb and lower contents of Cr and no alloying of V and Mo.
  • FIG. 4 shows the mechanical characteristic values along the rolling direction of the steels investigated, with target characteristic values to be achieved for the air-cured state (FIG. 4a), the values determined in the non-air-hardened initial state (FIG. 4b) and in the air-cured state (FIG. 4c). The given values to be reached are safely reached.
  • FIG. 5 shows results of the hole expansion tests according to ISO 16630 (absolute values). The results of the hole expansion tests for variant A are shown
  • the tested materials have a sheet thickness of 2.0 mm.
  • the results apply to the test according to ISO 16630.
  • Process 2 corresponds to annealing, for example, on a hot-dip galvanizing combined direct-fired furnace and radiant tube furnace, as described in FIG. 6b.
  • the method 3 corresponds for example to a process management in one
  • a reheating of the steel can be achieved optionally directly in front of the zinc bath.
  • FIG. 6 schematically shows three variants of the temperature-time profiles according to the invention during the annealing treatment and cooling and in each case different
  • Process 1 shows the annealing and cooling of the cold or hot rolled or post cold rolled steel strip produced in a continuous annealing line.
  • the tape is heated to a temperature in the range of about 700 to 950 ° C (Ac1 to Ac3).
  • the annealed steel strip is then cooled from the annealing temperature with a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s up to an intermediate temperature (ZT) of about 200 to 250 ° C.
  • ZT intermediate temperature
  • a second intermediate temperature about 300 to 500 ° C
  • the steel strip is cooled at a cooling rate between about 2 and 30 ° C / s until reaching room temperature (RT) in air or the cooling at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s is maintained up to room temperature ,
  • the process 2 ( Figure 6b) shows the process according to method 1, but the cooling of the steel strip for the purpose of a hot dip finishing is briefly interrupted when passing through the hot dipping vessel, then the cooling with a
  • Cooling rate between about 15 and 100 ° C / s continue to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. Subsequently, the steel strip with a
  • Cooling rate between about 2 and 30 ° C / s cooled to room temperature in air.
  • Process 3 also shows the process according to process 1 in a hot dipping refinement, but the cooling of the steel strip is effected by a short pause (about 1 to 20 s) at an intermediate temperature in the range of about 200 to 400 ° C
  • Example 1 (cold-rolled strip) (alloy composition in% by weight)
  • the material was previously hot rolled at a final rolling target temperature of 910 ° C and coiled at a reel target temperature of 650 ° C with a thickness of 4.09 mm and after pickling without additional heat treatment (such as bell annealing) cold rolled.
  • the steel according to the invention has, after the annealing, a microstructure consisting of martensite, bainite and retained austenite.
  • This steel shows the following characteristic values after air hardening (initial values in parentheses, undamaged condition):
  • Example 2 (cold-rolled strip) (alloy composition in% by weight)
  • An inventive steel with 0, 101% C; 0.273% Si; 1, 846% Mn; 0.012% P; 0.001% S; 0.0040% N; 0.036 AI; 0.453% Cr; 0.0295% Ti; 0.0265% Nb; 0.0019% B;
  • the material was previously hot rolled at a final rolling target temperature of 910 ° C and coiled at a reel target temperature of 650 ° C with a thickness of 4.09 mm and after pickling without additional heat treatment (such as bell annealing) cold rolled.
  • the hot-dip coated steel was analogous to a
  • the steel according to the invention has, after the annealing, a microstructure consisting of martensite, bainite and retained austenite.
  • This steel shows the following characteristic values after air hardening (initial values in parentheses, undamaged condition):

Abstract

Die Erfindung betrifft einen hochfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften bestehend aus einer im Anspruch 1 definierten Zusammensetzung, 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 abhängig von der erzeugten Banddicke wie folgt eingestellt ist: bis 1,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr ≥ 2,350 und ≤ 2,500 Gew.-% über 1,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,500 und ≤ 2,950 Gew.-% über 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,950 und ≤ 3,250 Gew.-%.

Description

Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden
Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
Beschreibung
Die Erfindung betrifft einen hochfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften gemäß Patentanspruch 1. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand der Unteransprüche 2 bis 19.
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 20 bis 27, sowie ein Stahlband, hergestellt nach diesem Verfahren, gemäß den Ansprüchen 28 bis 34.
Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit einer Zugfestigkeit im Bereich von mindestens 750 MPa im Ausgangszustand (nicht gehärtet oder vergütet) zur Herstellung von Bauteilen, die eine verbesserte Umformbarkeit (wie zum Beispiel erhöhte Lochaufweitung und erhöhter Biegewinkel) und verbesserte Schweißeigenschaften aufweisen.
Durch eine erfindungsgemäße Vergütungsbehandlung dieser Stähle kann ein Anstieg der Dehngrenze und Zugfestigkeit beispielsweise durch Lufthärten mit optional anschließendem Anlassen erreicht werden.
Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller stetig Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches und C02-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 vergleichsweise 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„Low Edge Crack" (LEC) bzw. unter„High Hole Expansion" (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„unterDeritektisch" (UP) bzw. das bereits bekannte„Low Carbon Equivalent" (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
Advanced High Strength Steels (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-, Fahrwerksund crashrelevanten Bauteilen als Blechplatinen, Tailored Blanks (geschweißte Platinen) sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder, sogenannte TRB®s bzw. Tailored Strips.
Die Tailor Rolled Blank 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 mechanischtechnologischen 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
. CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40
. PCM = C + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5 B 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 > 0,200 bis < 0,300
Mn > 1 ,700 bis < 2,300
Cr > 0,280 bis < 0,4800
AI > 0,020 bis < 0,060
N > 0,0020 bis < 0,0120
S < 0,0050
Nb > 0,005 bis < 0,050
Ti > 0,005 bis < 0,050
B > 0,0005 bis < 0,0060
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 abhängig von der erzeugten Banddicke wie folgt eingestellt ist: bis 1 ,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,350 und < 2,500% über 1 ,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,500 und < 2,950% über 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,950 und < 3,250%
Durch die in den Verfahrensansprüchen 21 und 22 beschriebene Möglichkeit einer
Schmelztauchveredelung (z.B. Feuerverzinkung) von Stahlbändern aus dem
erfindungsgemäßen Stahl mit hohen Siliziumgehalten bis 0,300% kann auf eine Zugabe von Vanadium und Molybdän zur Sicherstellung der Anlassbeständigkeit verzichtet 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 (NW) blechdickenabhängig auf die Zugabe von max. 0,62% 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. 0,56%, bei Blechdicken bis 2,00 mm ein Wert von max. 0,59% und oberhalb von 2,00 mm ein Wert von max. 0,62%
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 und Cr 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 blechdickenabhängig eingestellt wird.
Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kalt- und Warmband mit Dual- bzw. Mehrphasengefüge. Daher können für durchlaufgeglühte Warmoder 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. unter 1 ,00 mm Banddicke, 1 ,00 mm bis 2,00 mm Banddicke und über 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 Ad 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 wird wie oben beschrieben 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 und 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 < 0,0050 Gew.-%, vorteilhaft auf < 0,0025 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 so stabilisiert. Da Silizium die Karbidbildung behindert, wird derAustenit 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 0,200 bis 0,300% 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 zutreffen.
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 chemischmechanische bzw. thermisch-hydromechanische Vorreinigung frei von Zunderresten, Beizbzw. Walzöl oder anderen Schmutzpartikeln ist. Um zu verhindern, dass Siliziumoxide an die Bandoberfläche gelangen, sind ferner Methoden zu ergreifen, die die innere Oxidation der Legierungselemente unterhalb der Werkstoffoberfläche fördern. Abhängig von der
Anlagenkonfiguration kommen hier unterschiedliche Maßnahmen zur Anwendung.
Bei einer Anlagenkonfiguration, bei der der Glühprozessschritt ausschließlich in einem Strahlrohrofen (radiant tube furnace: RTF) durchgeführt wird (siehe Verfahren 3 in 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 pÖ2 -5*S~®,2S-3* n ^-0s rCr^-T^-ln B f'
Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
Bei einer Anlagenkonfiguration, in der der Ofenbereich aus einer Kombination von einem direkt befeuerten Ofen (direct fired furnace: DFF bzw. non-oxidizing furnace: NOF) und einem nachfolgenden Strahlrohrofen besteht (siehe Verfahren 2 in 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 p02 > ^ST^-^ n ^-ü, 1 *Cr" -12;5*C-ln B
Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 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 0,200 Gew.-% und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,300 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 a-/y-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. Mn2Si04) 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 ,700 bis 2,300 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 ,700 und < 2,000 Gew.-%, bei Banddicken von 1 ,00 bis 2,00 mm zwischen > 1 ,850 und < 2, 150 Gew.-% und bei Banddicken über 2,00 mm zwischen > 2,000 und < 2,300 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, ield strength, 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)
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 und die Zugfestigkeit (engl, tensile strength, TS) ergeben:
YS (MPa) = 160,7 + 147,9 [Gew.-%Si] + 161 , 1 [Gew.-%Mn]
TS (MPa) = 324,8 + 189,4 [Gew.-%Si] + 174, 1 [Gew.-%Mn] Im Vergleich zur Pickering-Gleichung sind die Koeffizienten von Mangan und Silizium sowohl für die Streckgrenze als auch für die Zugfestigkeit annähernd gleich, wodurch die Möglichkeit der Substitution von Mangan durch Silizium 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 0,280 bis 0,480 Gew.-% festgelegt.
Molybdän (Mo): Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Molybdän nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Molybdän bis auf unvermeidbare stahlbegleitende Mengen begrenzt. 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 (A\) 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 verschiebent 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 (TRI P-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 0,020 bis maximal 0,060 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 bis 0,050 Gew.-% Niob am deutlichsten. Die Ausscheidungen verhindern außerdem das Kornwachstum während der (Teil-) Austenitisierung in der Feuerverzinkung. Oberhalb von 0,050 Gew.-% Niob ist kein zusätzlicher Effekt zu erwarten. Im Hinblick auf die zu erzielende Wirkung von Niob haben sich als vorteilhaft Gehalte von 0,020 bis 0,040 Gew.-% herausgestellt.
Titan (TD: Aufgrund seiner hohen Affinität zu Stickstoff wird Titan bei der Erstarrung vorrangig als TiN ausgeschieden. Außerdem tritt es zusammen mit Niob als Mischkarbid auf. TiN kommt eine hohe Bedeutung für die Korngrößenstabilität im Stoßofen zu. Die
Ausscheidungen besitzen eine hohe Temperaturstabilität, so dass sie im Gegensatz zu den Mischkarbiden bei 1200°C größtenteils als Partikel vorliegen, die das Kornwachstum behindern. Auch Titan wirkt verzögernd auf die Rekristallisation während des Warmwalzens, ist dabei jedoch weniger effektiv als Niob. Titan wirkt durch Ausscheidungshärtung. Die größeren TiN-Partikel sind dabei weniger effektiv als die feiner verteilten Mischkarbide. Die beste Wirksamkeit wird im Bereich von 0,005 bis 0,050 Gew.-% und vorteilhaft im Bereich von 0,020 bis 0,050 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 60 ppm festgelegt, vorteilhaft auf < 40 bzw. optimal auf < 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, 100 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 < 0,090 Gew.-% erwiesen. Beim Zusammenspiel der Mikrolegierungselemente Niob sowie Titan mit Bor haben sich Summengehalte von < 0, 106 Gew.-% als vorteilhaft und besonders vorteilhaft von < 0,097 Gew.-% erwiesen. Höhere Gehalte wirken sich nicht mehr verbessernd im Sinne der
Erfindung aus.
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 Ad und Ac3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über AC3 mit abschließender gesteuerten 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 zeigten außerdem, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der
interkritischen Glühung zwischen Aci 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 nachgewalztes Warmband bzw. Kaltband im dressierten (kaltnachgewalzten) bzw. undressierten Zustand und/oder im streckbiegegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand und auch im wärmebehandelten Zustand (Überalterung) gefertigt werden. 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 ΑΓ3 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 ΑΓ3 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 LHO1000 mit den Referenzgüten LH®800/LH®900.
Gegenüber den Referenzgüten weisen die erfindungsgemäßen Legierungen insbesondere deutlich erhöhte Gehalte an Nb und geringere Gehalte an Cr und keine Zulegierung von V und 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 Zielkennwerten 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 Zwischentemperatur (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 Raumtemperatur (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, 104% C; 0,288% Si; 2,020% Mn; 0,011 % P; 0,001 % S; 0,0047% N; 0,042 AI; 0,319% Cr; 0,0490% Ti; 0,0388% Nb; 0,0018% B; 0,0012% 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 z.B. 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 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) 814 MPa (530 MPa)
- Zugfestigkeit (Rm) 1179 MPa (855 MPa)
- Bruchdehnung (A80) 5,8% (16, 1 %)
- A5 Dehnung 12,9% (-)
- Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 - (21 %)
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) - (88 77°)
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, 101 % C; 0,273% Si; 1 ,846% Mn; 0,012% P; 0,001 % S; 0,0040% N; 0,036 AI; 0,453% Cr; 0,0295% Ti; 0,0265% Nb; 0,0019% B; 0,0015% 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 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) 803 MPa (502 MPa)
- Zugfestigkeit (Rm) 1113 MPa (815 MPa)
- Bruchdehnung (A80) 13, 1 % (18,9%)
- A5 Dehnung 7, 1 % (-)
- Bake-Hardening-Index (BH2) 53 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 - (31 %)
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) - (95 90°)
längs zur Walzrichtung und würde beispielsweise einem LH®1000 entsprechen. Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag im Ausgangszustand bei 62%.

Claims

Patentansprüche
1. Höchstfester, lufthärtbarer Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten im nicht
luftgehärteten Zustand von 750 MPa mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften bestehend aus den Elementen (Gehalte in Gew.-%): c > 0,075 bis < 0, 115
Si > 0,200 bis < 0,300
Mn > 1 ,700 bis < 2,300
Cr > 0,280 bis < 0,480
AI > 0,020 bis < 0,060
N > 0,0020 bis < 0,0120
S < 0,0050
Nb > 0,005 bis < 0,050
Ti > 0,005 bis < 0,050
B > 0,0005 bis < 0,0060
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 abhängig von der erzeugten Banddicke wie folgt eingestellt ist: bis 1 ,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,350 und < 2,500 Gew.-%
über 1 ,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,500 und < 2,950 Gew.-%
über 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,950 und < 3,250 Gew.-%
2. Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken bis 1 ,00 mm der C-Gehalt < 0,100% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,56% betragen.
3. Stahl 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) < 0,59% betragen.
Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 2,00 mm der C-Gehalt < 0, 115% und das
Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) < 0,62% betragen.
4. Stahl nach Anspruch 1 und 2
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken bis 1 ,00 mm der Mn-Gehalt > 1 ,700 bis < 2,000% beträgt.
5. Stahl nach Anspruch 1 und 3 dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 1 ,00 bis 2,00 mm der Mn-Gehalt > 1 ,850 bis < 2, 150% beträgt.
6. Stahl nach Anspruch 1 und 4 dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 2,00 mm der Mn-Gehalt > 2,000 bis < 2,300% beträgt.
7. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 7
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,010 bis < 0,050% der N-Gehalt > 0,0020 bis < 0,0090% beträgt.
8. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 7
dadurch gekennzeichnet,
dass bei der Summe aus Ti+Nb+B von > 0,050% der N-Gehalt > 0,0040 bis < 0,0120% beträgt.
9. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 9
dadurch gekennzeichnet,
dass der S-Gehalt < 0,0025% beträgt.
10. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 10
dadurch gekennzeichnet,
dass der S-Gehalt < 0,0020% beträgt.
11. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 11
dadurch gekennzeichnet,
dass der Ti-Gehalt > 0,020 < 0,050% beträgt.
12. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 12
dadurch gekennzeichnet,
dass der Nb-Gehalt > 0,020 bis < 0,040% beträgt.
13. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 13
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Nb+Ti < 0, 100% beträgt.
14. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 14
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Nb+Ti < 0,090% beträgt.
15. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 15
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Ti+Nb+B < 0, 106% beträgt.
16. Stahl nach Anspruch 16
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Ti+Nb+B < 0,097% beträgt.
17. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 17
dadurch gekennzeichnet,
dass der Ca-Gehalt < 0,0030% beträgt.
18. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 18
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.
19. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 19, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird,
dadurch gekennzeichnet,
dass das kalt- oder warmgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt und dass das geglühte
Stahlband anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer ersten Zwischentemperatur von ca. 300 bis 500°C, folgend mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer zweiten Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abkühlt 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.
20. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem
luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 19, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließendem Kühlen die Kühlung vor dem Eintreten in das Schmelzbad angehalten und nach der Schmelztauchveredelung die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt und anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt wird.
21. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem
luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 19, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließendem Kühlen auf die Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C vor dem Eintreten in das Schmelzbad die Temperatur für ca. 1 bis 20 s gehalten und anschließend das Stahlband auf 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.
22. Verfahren nach einem der Ansprüche 19 bis 22
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 p02 > ^Si^^yMri^-O, f *CF^ -12,5*(-in 8 wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 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.
23. Verfahren nach einem der Ansprüche 19 bis 22
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Glühung nur mit einem Strahlrohrofen der Sauerstoffpartialdruck der Ofenatmosphäre nachfolgender Gleichung genügt,
-12 > Log pÖ2 -5*Sf ^2δ^*Μη ^-Q, 1 *Cf§,5-7*(-fn B )°* wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 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.
24. Verfahren nach einem der Ansprüche 19 bis 22
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.
25. Verfahren nach einem der Ansprüche 19 bis 25
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung oder
Schmelztauchveredelung dressiert wird.
26. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 19 bis 26
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung oder
Schmelztauchveredelung streckbiegegerichtet wird.
27. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 20 bis 27,
aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 20% im nicht luftgehärteten Zustand.
28. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 20 bis 27,
aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 30% im nicht luftgehärteten Zustand.
29. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 20 bis 27,
aufweisend einen Mindestlochlaufweitungswert nach ISO 16630 von 30% im nicht luftgehärteten Zustand.
30. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 20 bis 27,
aufweisend einen Mindestbiegewinkel nach VDA 238-100 von 60° in Längsrichtung bzw. Querrichtung im nicht luftgehärteten Zustand.
31. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 20 bis 27,
aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x Biegewinkel nach VDA 238-100) von 60000 MPa° im nicht luftgehärteten Zustand.
32. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 20 bis 27,
aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x Biegewinkel nach VDA 238-100) von 70000 MPa° im nicht luftgehärteten Zustand.
33. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 20 bis 27,
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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