EP3221484B1 - Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften Download PDF

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EP3221484B1
EP3221484B1 EP15831216.5A EP15831216A EP3221484B1 EP 3221484 B1 EP3221484 B1 EP 3221484B1 EP 15831216 A EP15831216 A EP 15831216A EP 3221484 B1 EP3221484 B1 EP 3221484B1
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steel
hot
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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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    • C21D2211/005—Ferrite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a cold-rolled or hot-rolled steel strip from a high-strength, air-hardenable multiphase steel according to patent claim 1.
  • Advantageous further developments are the subject matter of dependent claims 2 to 25.
  • the invention relates to steels with a tensile strength in the range of at least 750 MPa in the initial state (not hardened or tempered) for the production of components that have improved formability (such as increased hole expansion and increased bending angle) and improved welding properties.
  • a steel with a lower strength but an addition of alloying elements depending on the sheet thickness is from the DE 10 2012 013 113 A1 known, while a steel with a comparable minimum tensile strength without such a requirement from the DE 10 2011 117 572 A1 is known.
  • a tempering treatment of these steels according to the invention can increase the yield strength and tensile strength, for example through air hardening with optional subsequent tempering.
  • the weight of the vehicles can be reduced while at the same time improving the deformation and component behavior during production and operation.
  • High-strength to ultra-high-strength steels therefore have to meet comparatively high requirements in terms of their strength and ductility, energy absorption and their processing, such as punching, hot and cold forming, thermal quenching and tempering (e.g. air hardening, press hardening), welding and / or surface treatment, e.g. a metallic refinement, organic coating or painting are sufficient.
  • thermal quenching and tempering e.g. air hardening, press hardening
  • welding and / or surface treatment e.g. a metallic refinement, organic coating or painting are sufficient.
  • a high-strength to ultra-high-strength steel with a single or multi-phase structure must therefore be used in order to ensure sufficient strength of the motor vehicle components and to meet the high component requirements in terms of toughness, edge crack resistance, improved bending angle and radius, energy absorption as well as hardening capacity and bake hardening -Effect to suffice.
  • the hole expansion capacity is a material property that describes the resistance of the material to crack initiation and crack propagation during forming operations in areas close to edges, such as when pulling collars.
  • the hole expansion test is regulated in ISO 16630, for example. Then prefabricated holes punched into sheet metal, for example, are widened by means of a mandrel.
  • the measured variable is the change in the hole diameter based on the initial diameter at which the first crack through the sheet occurs at the edge of the hole.
  • Improved edge crack insensitivity means an increased deformability of the sheet metal edges and can be described by an increased hole expansion capacity. This situation is known under the synonyms “L ow E dge C rack” (LEC) or under “H igh E H ole xpansion” (HHE) and xpand®.
  • the bending angle describes a material property that allows conclusions to be drawn about the material behavior during forming operations with dominant bending components (e.g. when folding) or also during crash loads. Increased bending angles thus increase passenger compartment safety.
  • the determination of the bending angle ( ⁇ ) is e.g. Normatively regulated via the plate bending test in VDA 238-100.
  • the above-mentioned properties are important for components that are e.g. can be formed into very complex components by air hardening with optional tempering.
  • AHSS A dvanced H igh S trength S Teels
  • the group of multi-phase steels is used more and more.
  • the multiphase steels include e.g. Complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, TRIP steels and the previously described dual-phase steels, which are characterized by different structural compositions.
  • complex- phase steels are steels that contain small proportions of martensite, retained austenite and / or pearlite in a ferritic / bainitic basic structure, whereby a delayed recrystallization or precipitation of micro-alloying elements causes a strong grain refinement.
  • these complex-phase steels Compared to dual-phase steels, these complex-phase steels have higher yield strengths, a higher yield strength ratio, less work hardening and a higher hole expansion capacity.
  • ferritic-bainitic steels are steels that contain bainite or solidified bainite in a matrix of ferrite and / or solidified ferrite.
  • the strength of the matrix is brought about by a high dislocation density, by grain refinement and the precipitation of micro-alloy elements.
  • dual-phase steels are steels with a ferritic basic structure in which a martensitic second phase is embedded in the form of an island, sometimes with a proportion of bainite as the second phase. With a high tensile strength, dual-phase steels show a low yield strength 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 transform to martensite during the forming process (TRIP effect). Because of its strong work hardening, the steel achieves high values of uniform elongation and tensile strength. In connection with the bake hardening effect, high component strengths can be achieved. These steels are suitable for both stretch drawing and deep drawing. When forming the material, however, higher blank holder forces and press forces are required. A comparatively strong springback must be taken into account.
  • the high-strength steels with a single-phase structure include e.g. bainitic and martensitic steels.
  • Bainitic steels in accordance with EN 10346 steels which are characterized by a very high yield and tensile strength at a sufficiently high elongation for cold forming. Due to the chemical composition, it is easy to weld.
  • the structure typically consists of bainite.
  • the structure can contain small proportions of other phases such as martensite and ferrite.
  • martensitic steels are steels which, as a result of thermomechanical rolling, contain small amounts of ferrite and / or bainite in a basic structure of martensite. This type of steel is characterized by a very high yield point and tensile strength with a sufficiently high elongation for cold forming processes. Within the group of multiphase steels, martensitic steels have the highest tensile strength values. The suitability for deep drawing is limited. The martensitic steels are mainly suitable for bending processes such as roll forming.
  • High-strength and ultra-high-strength multiphase steels are used, among others. in structural, chassis and crash-relevant components as sheet metal blanks, tailored blanks (welded blanks) and as flexible cold-rolled strips, so-called TRB®s or tailored strips.
  • T Ailor R olled B lank lightweight technology allows a significant weight reduction through a load-adapted material thickness over the length of the component and / or of steel.
  • a special heat treatment takes place for a defined structure adjustment, where, for example, the steel gets its low yield strength from comparatively soft components such as ferrite or bainitic ferrite and its strength from its hard components such as martensite or carbon-rich bainite.
  • cold-rolled high-strength to ultra-high-strength steel strips are usually recrystallized and annealed to form fine sheet metal that is easy to form.
  • the process parameters such as throughput speed, annealing temperatures and cooling speed (cooling gradient) are set according to the required mechanical-technological properties with the necessary structure.
  • the pickled hot strip in typical thicknesses between 1.50 to 4.00 mm or cold strip in typical thicknesses of 0.50 to 3.00 mm is heated in a continuous annealing furnace to such a temperature that during recrystallization and cooling sets the required structure formation.
  • a constant temperature is difficult to achieve, especially with different thicknesses in the transition area from one strip to the other.
  • this can lead to e.g. either the thinner strip is moved too slowly through the furnace, which lowers productivity, or the thicker strip is moved too quickly through the furnace and the necessary annealing temperatures and cooling gradients to achieve the desired structure are not achieved. The consequences are increased rejects and high failure costs.
  • TRB®s with a multiphase structure are not possible with currently known alloys and available continuous annealing systems for widely varying strip thicknesses, however, without additional effort, such as additional heat treatment before cold rolling (hot strip soft annealing).
  • additional heat treatment before cold rolling hot strip soft annealing
  • no homogeneous multi-phase structure can be set in cold as well as hot rolled steel strips.
  • a method for producing a steel strip with different thicknesses over the length of the strip is, for example, in DE 100 37 867 A1 described.
  • the annealing treatment usually takes place in a continuous annealing furnace upstream of the hot-dip bath.
  • the required structure is not set until the annealing treatment in the continuous annealing furnace in order to achieve the required mechanical properties.
  • Decisive process parameters are therefore the setting of the annealing temperature and the speed, as well as the cooling rate (cooling gradient) in continuous annealing, since the phase transition takes place as a function of temperature and time.
  • the goal of achieving the resulting mechanical-technological properties in a narrow range over the bandwidth and length of the belt through the controlled setting of the volume proportions of the structural components has top priority and is only possible through an enlarged process window.
  • the known alloy concepts are characterized by a process window that is too narrow and are therefore unsuitable for solving the problem at hand, particularly in the case of flexibly rolled strips. With the known alloy concepts, only steels of one strength class with defined cross-sectional areas (strip thickness and width) can currently be represented, so that modified alloy concepts are necessary for different strength classes and / or cross-sectional areas.
  • 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
  • the characteristic standard elements such as carbon and manganese, as well as chromium or molybdenum and vanadium are taken into account (contents in% by weight).
  • the lowering of the Carbon equivalents due to lower levels of carbon and manganese should be compensated for by increasing the silicon content. With the same strength, the insensitivity to edge cracks and the weldability are improved.
  • a low yield strength ratio (Re / Rm) in a strength range above 750 MPa in the initial state is typical for a dual-phase steel and is primarily used for formability in stretching and deep-drawing processes. It provides the designer with information on the distance between the onset of plastic deformation and failure of the material under quasi-static loading. Accordingly, lower yield strength ratios represent a greater safety margin to component failure.
  • a higher yield strength ratio (Re / Rm), as is typical for complex-phase steels, is also characterized by a high resistance to edge cracks. This can be attributed to the smaller differences in the strengths and hardnesses of the individual structural components and the finer structure, which has a favorable effect on a homogeneous deformation in the area of the cut edge.
  • the standards also contain an overlap area, as is the case with the yield point ratio (Re / Rm), in which an assignment to both complex and dual-phase steels is possible and leads to improved material properties.
  • the analytical landscape for the achievement of multiphase steels with minimum tensile strengths of 750 MPa in the initial state is very diverse and shows very large alloy ranges for the strength-increasing elements carbon, silicon, manganese, phosphorus, nitrogen, aluminum as well as chromium and / or molybdenum as well as in the addition of micro-alloys such as titanium, niobium, vanadium and boron.
  • the range of dimensions in this strength range is broad and lies in the thickness range from about 0.50 to about 4.00 mm for strips that are intended for continuous annealing.
  • Hot strip, cold re-rolled hot strip and cold strip can be used as input material.
  • Mainly tapes up to about 1600 mm wide are used, but also split tape dimensions that are created by splitting the tapes lengthways. Sheets or panels are manufactured by dividing the strips transversely.
  • EP 1 807 544 B1 , WO 2011/000351 and EP 2 227 574 B1 known air-hardenable steel grades with minimum tensile strengths in the initial state of 800 (LH®800) or 900 MPa (LH®900) in hot or cold rolled design are particularly characterized by their very good formability in the soft state (deep drawing properties) and their high strength after heat treatment (quenching and tempering).
  • LH®800 initial state of 800
  • 900 MPa LH®900
  • hot or cold rolled design are particularly characterized by their very good formability in the soft state (deep drawing properties) and their high strength after heat treatment (quenching and tempering).
  • the structure of the steel is converted into the austenitic area by heating, preferably to temperatures above 950 ° C under a protective gas atmosphere.
  • a martensitic microstructure is formed for a high-strength component.
  • the invention is therefore based on the object of creating a new cost-effective alloy concept for a high-strength, air-hardenable multiphase steel with excellent processing properties and with a minimum tensile strength of 750 MPa in the initial state, along and across the rolling direction, preferably with a dual-phase structure, with which the process window for the Continuous annealing of hot or cold strips is expanded so that, in addition to strips with different cross-sections, steel strips with a thickness that varies over the length and possibly the width of the strip and the correspondingly varying degrees of cold rolling with the most homogeneous mechanical-technological properties possible can be produced.
  • the hot-dip coating of the steel should be guaranteed. Adequate formability, HFI weldability, excellent general weldability as well as hot-dip and tempering resistance should also be ensured.
  • this object is achieved by a steel of a composition according to claim 1.
  • the structure consists of the main phases ferrite and martensite and the secondary phase bainite, which determines the improved mechanical properties of the steel.
  • the steel is characterized by low carbon equivalents and, with the carbon equivalent CEV (IIW), depends on the sheet thickness on the addition of max. 0.62% so that excellent weldability and the other specific properties described below can be achieved.
  • 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).
  • a specific process control can be used to set a microstructure that allows the steel to be subsequently cold-rolled without prior soft annealing, with degrees of cold rolling between 10 and 60% per cold rolling pass.
  • the steel is very well suited as a starting material for hot-dip finishing and has a significantly larger process window compared to the known steels due to the total amount of Mn, Si and Cr added according to the invention depending on the strip thickness to be produced.
  • high-strength hot or cold strips are produced from multiphase steel with varying strip thicknesses in the continuous annealing process, components that are optimized in terms of load can advantageously be produced from them.
  • the steel strip according to the invention can be produced as cold and hot strip as well as cold re-rolled hot strip by means of a hot-dip galvanizing line or a pure continuous annealing plant in the passaged and undressing, in the stretch-bend-directed and non-stretch-bend-directed and also in the heat-treated (overaged) state.
  • steel strips can be produced by intercritical annealing between A c1 and A c3 or with austenitizing annealing via A c3 with subsequent controlled cooling, which leads to a dual or multi-phase structure.
  • Annealing temperatures of about 700 to 950 ° C. have proven to be advantageous. Depending on the overall process (only continuous annealing or additional hot-dip refining), there are different approaches to heat treatment.
  • the strip is cooled down from the annealing temperature at a cooling rate of approx. 15 to 100 ° C / s to an intermediate temperature of approx. 160 to 250 ° C.
  • it can be cooled in advance at a cooling rate of approx. 15 to 100 ° C / s to a previous intermediate temperature of 300 to 500 ° C.
  • the cooling down to room temperature then takes place at a cooling rate of approx. 2 to 30 ° C / s (see also method 1, Figure 6a ).
  • the cooling is stopped before entering the molten bath and only continued after exiting the bath until the intermediate temperature of approx. 200 to 250 ° C. is reached.
  • the holding temperature in the melt bath is approx. 400 to 470 ° C.
  • the cooling down to room temperature takes place again at a cooling rate of approx. 2 to 30 ° C / s (see also method 2, Figure 6b ).
  • the second variant of the temperature control in hot-dip refining involves holding the temperature for approx. 1 to 20 s at the intermediate temperature of approx. 200 to 350 ° C and then reheating to the temperature of approx. 400 to 470 ° C required for hot-dip refining.
  • the tape will be back to approx. 200 after finishing cooled to 250 ° C.
  • the cooling to room temperature takes place again at a cooling rate of approx. 2 to 30 ° C / s (see also method 3, Figure 6c ).
  • carbon, manganese, chromium and silicon are also responsible for the conversion of austenite to martensite.
  • carbon, silicon, manganese, nitrogen and chromium as well as niobium, titanium and boron which are added within the specified limits, ensures the required mechanical properties such as minimum tensile strengths of 750 MPa with a significantly wider process window for continuous annealing.
  • the carbon equivalent can be reduced, which improves the weldability and prevents excessive hardening during welding. With resistance spot welding, the electrode life can also be increased significantly.
  • Bealeitiata are elements that are already present in the iron ore or that get into the steel due to production. Due to their predominantly negative influences, they are usually undesirable. Attempts are made to remove them to a tolerable level or to convert them into more harmless forms.
  • Hydrogen (H) is the only element that can diffuse through the iron lattice without creating lattice tension. This means that the hydrogen in the iron lattice is relatively mobile and can be absorbed relatively easily while the steel is being processed. Hydrogen can only be absorbed into the iron lattice in atomic (ionic) form.
  • Hydrogen has a very embrittling effect and diffuses preferentially to energetically favorable locations (defects, grain boundaries, etc.). Defects act as hydrogen traps and can considerably increase the retention time of the hydrogen in the material.
  • Recombination to form molecular hydrogen can cause cold cracks. This behavior occurs with hydrogen embrittlement or with hydrogen-induced stress corrosion cracking. In the case of a delayed crack, the so-called delayed fracture, which occurs without external stresses, hydrogen is often mentioned as the triggering reason. Therefore, the hydrogen content in the steel should be as low as possible.
  • a more uniform structure which in the steel according to the invention et al. is achieved through its expanded process window, also reduces the susceptibility to hydrogen embrittlement.
  • Oxygen (O) In the molten state, the steel has a relatively high absorption capacity for gases. At room temperature, however, oxygen is only soluble in very small amounts. Similar to hydrogen, oxygen can only diffuse into the material in atomic form. Because of the highly embrittling effect and the negative effects on aging resistance, attempts are made as much as possible to reduce the oxygen content during production.
  • the oxygen can be converted into less dangerous conditions.
  • a binding of the oxygen in the course of deoxidation of the steel with manganese, silicon and / or aluminum is usually common.
  • the resulting oxides can cause negative properties as defects in the material.
  • the oxygen content in the steel should therefore be as low as possible.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom . Phosphorus increases hardness through solid solution strengthening and improves hardenability. In general, however, attempts are made to lower the phosphorus content as much as possible, since it has a strong tendency to segregate due to its low solubility in the solidifying medium and, to a large extent, its toughness reduced. Due to the accumulation of phosphorus at the grain boundaries, grain boundary breaks occur. In addition, phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior up to 300 ° C. During hot rolling, phosphorus oxides close to the surface can lead to cracks at the grain boundaries.
  • phosphorus is used in small amounts ( ⁇ 0.1% by weight) as a micro-alloy element due to its low cost and high strength increase, for example in higher-strength IF steels (interstitial free), bake hardening steels or in some Alloy concepts for dual-phase steels.
  • the steel according to the invention differs from known analytical concepts which use phosphorus as a mixed crystal former, inter alia, in that phosphorus is not added but is set as low as possible.
  • the phosphorus content in the steel according to the invention is limited to amounts that are unavoidable in steel production.
  • S sulfur
  • MnS manganese sulfide
  • the manganese sulfides are often rolled out in lines during the rolling process and act as nucleation sites for the transformation. In the case of diffusion-controlled transformation in particular, this leads to a lined structure and, if the lined structure is very pronounced, can lead to deteriorated mechanical properties (e.g. pronounced martensite ropes instead of distributed martensite islands, anisotropic material behavior, reduced elongation at break).
  • the sulfur content of the steel according to the invention is limited to 0.0050% by weight, advantageously to 0,00 0.0025% by weight or optimally to 0.0020% by weight or to amounts that are unavoidable in steel production .
  • Leaierunas elements are usually added to the steel in order to specifically influence certain properties.
  • An alloying element can influence different properties in different steels. The effect generally depends heavily on the amount and the state of the solution in the material.
  • Carbon (C) is considered to be the most important alloying element in steel. It is through its targeted introduction of up to 2.06% by weight that iron becomes steel. The carbon content is often drastically reduced during steel production. In the case of dual-phase steels for continuous hot-dip refining, 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 steel according to the invention contains carbon contents of less than or equal to 0.115% by weight.
  • Silicon (Si) binds oxygen during casting and is therefore used to calm the steel during deoxidation. It is important for the later steel properties that the segregation coefficient is significantly lower than that of manganese, for example (0.16 compared to 0.87). Segregation generally leads to a linear arrangement of the structural components, which deteriorates the deformation properties, for example the hole expansion and flexibility.
  • the latter is due, among other things, to the fact that silicon reduces the solubility of carbon in ferrite and increases the activity of carbon in ferrite, thus preventing the formation of carbides, which, as brittle phases, reduce ductility, which in turn improves formability.
  • the low strength-increasing effect of silicon within the range of the steel according to the invention creates the basis for a broad process window.
  • silicon in the range according to the invention has led to further surprising effects described below.
  • the retardation of carbide formation described above could e.g. can also be brought about by aluminum.
  • aluminum forms stable nitrides, so that insufficient nitrogen is available for the formation of carbonitrides with micro-alloy elements.
  • This problem does not exist because silicon is alloyed with silicon, since silicon does not form carbides or nitrides.
  • silicon has an indirect positive effect on the formation of precipitates through microalloys, which in turn have a positive effect on the strength of the material. Since the increase in the transformation temperatures caused by silicon tends to increase the grain size, a microalloy with niobium, titanium and boron is particularly useful, as is the targeted adjustment of the nitrogen content in the steel according to the invention.
  • the atmospheric conditions during the annealing treatment in a continuous hot-dip coating system cause a reduction of iron oxide, which e.g. can form on the surface during cold rolling or as a result of storage at room temperature.
  • the gas atmosphere is oxidizing with the consequence that segregation and selective oxidation of these elements can occur.
  • the selective oxidation can take place both externally, that is to say on the substrate surface, and internally within the metallic matrix.
  • the strip surface is free of scale residues, pickling or rolling oil or other dirt particles by means of a chemical-mechanical or thermal-hydromechanical pre-cleaning.
  • a chemical-mechanical or thermal-hydromechanical pre-cleaning In order to prevent silicon oxides from reaching the strip surface, methods must also be used which promote the internal oxidation of the alloying elements below the material surface. Different measures are used here, depending on the system configuration.
  • the internal oxidation of the alloying elements can be specifically influenced by setting the oxygen partial pressure in the furnace atmosphere (N2-H2 protective gas atmosphere).
  • the set oxygen partial pressure must satisfy the following equation, whereby the furnace temperature is between 700 and 950 ° C.
  • Si, Mn, Cr, B denote the corresponding alloy proportions in the steel in% by weight and pO 2 denotes the partial pressure of oxygen in mbar.
  • the Selective oxidation of the alloying elements can also be influenced via the gas atmosphere in the furnace area.
  • the oxygen partial pressure and thus the oxidation potential for iron and the alloying elements can be adjusted via the combustion reaction in the NOF. This is to be set in such a way that the oxidation of the alloying elements takes place internally below the steel surface and, if necessary, a thin iron oxide layer is formed on the steel surface after passing through the NOF area. This is achieved e.g. by reducing the CO value below 4% by volume.
  • the iron oxide layer that may have formed is reduced under an N2-H2 protective gas atmosphere and the alloying elements are further oxidized internally.
  • the set oxygen partial pressure in this furnace area must satisfy the following equation, the furnace temperature being between 700 and 950 ° C.
  • Si, Mn, Cr, B denote the corresponding alloy proportions in the steel in% by weight and pO 2 denotes the partial pressure of oxygen in mbar.
  • the dew point of the gas atmosphere N 2 -H 2 protective gas atmosphere
  • the oxygen partial pressure must be set so that oxidation of the strip is avoided before it is immersed in the weld pool. Dew points in the range from -30 to -40 ° C have proven to be advantageous.
  • hot-dip coating here e.g. hot-dip galvanizing
  • the process route chosen is continuous annealing with subsequent electrolytic galvanizing (see method 1 in Figure 6a )
  • electrolytic galvanizing pure zinc is deposited directly on the strip surface.
  • pure zinc is deposited directly on the strip surface.
  • it In order not to hinder the flow of electrons between the steel strip and the zinc ions and thus the galvanization, it must be ensured that there is no extensive oxide layer on the strip surface. This condition is usually ensured by a standard reducing atmosphere during the annealing and a pre-cleaning before the electrolysis.
  • the minimum silicon content is set at 0.200% by weight and the maximum silicon content at 0.300% by weight.
  • Manganese (Mn) is added to almost all steels for desulphurization in order to convert the harmful sulfur into manganese sulphides. Manganese also increases the strength of the ferrite through solid solution strengthening and shifts the ⁇ - / ⁇ -conversion to lower temperatures.
  • manganese tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment.
  • manganese oxides eg MnO
  • Mn mixed oxides eg Mn 2 SiO 4
  • manganese with a low Si / Mn or Al / Mn ratio is to be regarded as less critical, since globular oxides rather than oxide films are formed. Nevertheless, high manganese contents can negatively affect the appearance of the zinc layer and the zinc adhesion.
  • the manganese content is set at 1.700 to 2.300% by weight.
  • the manganese content is preferably in a range between ⁇ 1.700 and ⁇ 2.000% by weight, with strip thicknesses of 1.00 to 2.00 mm between ⁇ 1.850 and ⁇ 2.150% by weight for strip thicknesses over 2.00 mm between ⁇ 2.000 and ⁇ 2.300% by weight.
  • YS MPa 53.9 + 32.34 Weight . - % Mn + 83.16 Weight . - % Si + 354.2 Weight . - % N + 17.402 d - 1 / 2
  • the coefficients of manganese and silicon are approximately the same for both the yield point and the tensile strength, which means that manganese can be substituted by silicon.
  • chromium (Cr) in dissolved form can considerably increase the hardenability of steel, even in small quantities.
  • chromium causes particles to solidify in the form of chromium carbides if the temperature is controlled accordingly. The associated increase in the number of nucleation sites while at the same time reducing the carbon content leads to a reduction in hardenability.
  • chromium In dual-phase steels, the addition of chromium mainly improves the hardenability. In the dissolved state, chromium shifts the pearlite and bainite transformation for longer times and at the same time lowers the martensite start temperature.
  • chromium significantly increases the tempering resistance, so that there is almost no loss of strength in the hot-dip bath.
  • Chromium is also a carbide former. If chromium-iron mixed carbides are present, the austenitizing temperature must be selected high enough before hardening to loosen the chromium carbides. Otherwise, the increased number of germs can lead to a deterioration in hardenability.
  • Chromium also tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment, which can degrade the hot-dip quality.
  • the above-mentioned measures for setting the furnace areas during continuous hot-dip coating reduce the formation of Cr oxides or Cr mixed oxides on the steel surface after annealing.
  • the chromium content is therefore set to contents of 0.280 to 0.480% by weight.
  • Molybdenum (Mo) Since the addition of molybdenum is not necessary with the present alloy concept, the molybdenum content is limited to the unavoidable amounts accompanying the steel.
  • Copper (Cu) The addition of copper can increase the tensile strength and hardenability. In combination with nickel, chromium and phosphorus, copper can form a protective oxide layer on the surface, which can significantly reduce the rate of corrosion.
  • copper In connection with oxygen, copper can form harmful oxides at the grain boundaries, which can have negative effects, especially for hot forming processes.
  • the copper content is therefore set at 0.050% by weight and is therefore limited to quantities that are unavoidable in steel production.
  • Nickel (Ni) In combination with oxygen, nickel can form harmful oxides at the grain boundaries, which can have negative effects, especially for hot forming processes.
  • the nickel content is therefore set at 0.050% by weight and is therefore limited to quantities that are unavoidable in steel production.
  • Vanadium (V) Since the present alloy concept does not require the addition of vanadium, the vanadium content is limited to the unavoidable amounts accompanying the steel.
  • Aluminum (Al) is usually added to steel in order to bind the oxygen and nitrogen dissolved in the iron. Oxygen and nitrogen are converted into aluminum oxides and aluminum nitrides. By increasing the nucleation sites, these precipitates can bring about grain refinement and thus increase the toughness properties and strength values.
  • Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and are formed at higher temperatures.
  • the aluminum content is therefore limited to 0.020 to a maximum of 0.060% by weight and is added to calm the steel.
  • Niobium works in steel in different ways. During hot rolling in the finishing train, it delays recrystallization through the formation of finely distributed precipitates, which increases the density of nuclei and results in a finer grain after conversion. The proportion of dissolved niobium also has a recrystallization-inhibiting effect. The precipitates 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 begins from 0.005% by weight and is most evident from 0.010 to 0.050% by weight of niobium. The precipitates also prevent grain growth during (partial) austenitization in hot-dip galvanizing. No additional effect is to be expected above 0.050% by weight of niobium. With regard to the effect to be achieved by niobium, contents of 0.020 to 0.040% by weight have proven to be advantageous.
  • Titanium (Ti) Due to its high affinity for nitrogen, titanium is primarily precipitated as TiN during solidification. It also occurs together with niobium as mixed carbide. TiN is of great importance for the grain size stability in the pusher furnace. The precipitates have a high temperature stability, so that in contrast to the mixed carbides at 1200 ° C they are mostly present as particles that hinder the grain growth. Titanium also has a retarding effect on recrystallization during hot rolling, but is less effective than niobium. Titanium works by precipitation hardening. The larger TiN particles are less effective than the more finely divided mixed carbides. The best effectiveness is achieved in the range from 0.005 to 0.050% by weight and advantageously in the range from 0.020 to 0.050% by weight of titanium.
  • Boron is an extremely effective alloying agent for increasing hardenability, which is already effective in very small amounts (from 5 ppm). The martensite start temperature remains unaffected.
  • boron must be in a solid solution. Since it has a high affinity for nitrogen, the nitrogen must first be bound, preferably by the stoichiometrically necessary amount of titanium. Because of its low solubility in iron, the dissolved boron is preferentially deposited on the austenite grain boundaries. There it partially forms Fe-B carbides, which are coherent and reduce the grain boundary energy. Both effects delay the formation of ferrite and pearlite and thus increase the hardenability of the steel.
  • boron contents are harmful, however, as iron boride can form, which has a negative effect on the hardenability, formability and toughness of the material affects. Boron also tends to form oxides or mixed oxides during annealing during continuous hot-dip coating, which deteriorate the galvanizing quality.
  • the above-mentioned measures for setting the furnace areas during continuous hot dip coating reduce the formation of oxides on the steel surface.
  • the boron content for the alloy concept according to the invention is set at values of 5 to 60 ppm, advantageously at 40 or optimally at 20 ppm.
  • Nitrogen (N) can be both an alloying element and an accompanying element from steel production.
  • the N content is therefore set at values from 0.0020 to 0.0120% by weight. It has proven to be advantageous for maintaining the required properties of the steel if the nitrogen content is added as a function of the sum of Ti + Nb + B.
  • the nitrogen content should be maintained at values of ⁇ 20 to ⁇ 90 ppm.
  • nitrogen contents of 40 to 120 ppm have proven to be advantageous.
  • niobium and titanium contents of 0.01 0.100% by weight have proven to be advantageous and, due to the basic interchangeability of niobium and titanium, up to a minimum niobium content of 10 ppm and for cost reasons of 0.090% by weight are particularly advantageous .
  • Calcium (Ca) An addition of calcium in the form of calcium-silicon mixed compounds causes deoxidation and desulfurization of the molten phase in steel production. In this way, reaction products are transferred to the slag and the steel is cleaned. The increased purity leads to better properties according to the invention in the end product.
  • the annealing temperatures for the dual-phase structure to be achieved are between approx. 700 and 950 ° C. for the steel according to the invention, so that, depending on the temperature range, a partially austenitic (two-phase region) or a fully austenitic structure (austenitic region) is achieved.
  • the tests also showed that the set structural proportions after the intercritical annealing between A c1 and A c3 or the austenitizing annealing via A c3 with subsequent controlled cooling even after a further process step of hot-dip refining at temperatures between 400 and 470 ° C, for example with zinc or Zinc-magnesium are preserved.
  • hot-dip refined material can be used both as hot strip and as cold, post-rolled hot strip or cold strip in the passivated form (cold re-rolled) or untreated condition and / or in the stretch-bent or non-stretch-bent condition and also in the heat-treated condition (overaging).
  • This state is referred to below as the initial state.
  • Steel strips in the present case as hot strip, cold re-rolled hot strip or cold strip, made from the alloy composition according to the invention, are also distinguished during further processing by a high degree of resistance to edge cracks.
  • the hot strip is produced according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic region above A r3 and at coiling temperatures above the bainite start temperature (variant A).
  • the hot strip is produced according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic area above A r3 and coiling temperatures below the bainite start temperature (variant B).
  • Figure 1 shows schematically the process chain for the production of a strip from the steel according to the invention.
  • the different process routes relating to the invention are shown.
  • the process route is the same for all steels according to the invention up to the hot rolling (final rolling temperature), after which there are different process routes 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-rolled strip or soft-annealed cold-rolled strip can also be cold-rolled and galvanized.
  • Material can also optionally be processed without hot-dip finishing, i.e. only in the context of continuous annealing with and without subsequent electrolytic galvanizing.
  • a complex component can now be manufactured from the optionally coated material. This is followed by the hardening process, during which, according to the invention, cooling is carried out in air.
  • a tempering stage can complete the thermal treatment of the component.
  • Figure 2 shows schematically the time-temperature profile of the process steps of hot rolling and continuous annealing of strips made from the alloy composition according to the invention. It shows the time and temperature-dependent conversion for the hot rolling process as well as for heat treatment after cold rolling, component production, tempering and optional tempering.
  • Figure 3 shows the chemical composition of the examined steels in the upper half of the table. Alloys according to the invention LH®1000 were compared with the reference grades LH®800 / LH®900.
  • the alloys according to the invention have, in particular, significantly increased contents of Nb and lower contents of Cr and no additional alloying of V and Mo.
  • Figure 4 shows the mechanical parameters along the rolling direction of the steels examined, with target parameters to be achieved for the air-hardened state ( Figure 4a ), the determined values in the non-air-hardened initial state ( Figure 4b ) and in the air-hardened state ( Figure 4c ).
  • the specified values to be achieved are reliably achieved.
  • Figure 5 shows the results of the hole expansion tests according to ISO 16630 (absolute values).
  • the results of the hole expansion tests for variant A are shown, each for process 2 ( Figure 6b , 2.0 mm, example 1) and procedure 3 ( Figure 6c , 2.0 mm, example 2).
  • the examined materials have a sheet thickness of 2.0 mm.
  • the results apply to the test according to ISO 16630.
  • Method 2 corresponds to annealing, for example, on a hot-dip galvanizing with a combined directly fired furnace and radiant tube furnace, as shown in FIG Figure 6b is described.
  • the method 3 corresponds, for example, to a process control in a continuous annealing plant, as shown in FIG Figure 6c is described.
  • an induction furnace can be used to reheat the steel directly in front of the zinc bath.
  • the Figure 6 shows schematically three variants of the temperature-time curves according to the invention in the annealing treatment and cooling and in each case different austenitizing conditions.
  • Procedure 1 shows the annealing and cooling of the cold or hot rolled or cold re-rolled steel strip produced in a continuous annealing plant.
  • 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 at a cooling rate between approx. 15 and 100 ° C / s to an intermediate temperature (ZT) of approx. 200 to 250 ° C.
  • ZT intermediate temperature
  • a second intermediate temperature (approx. 300 to 500 ° C) is not shown in this schematic illustration.
  • the steel strip is then cooled in air at a cooling rate between approx. 2 and 30 ° C / s until room temperature (RT) is reached, or the cooling is maintained at a cooling rate between approx. 15 and 100 ° C / s down to room temperature .
  • RT room temperature
  • Procedure 2 shows the process according to method 1, but the cooling of the steel strip for the purpose of hot-dip finishing is briefly interrupted when passing through the hot-dip vessel, in order to then cool down at a cooling rate of between approx. 15 and 100 ° C / s up to an intermediate temperature of approx. 200 to continue up to 250 ° C.
  • the steel strip is then cooled in air at a cooling rate between approx. 2 and 30 ° C./s until room temperature is reached.
  • Procedure 3 ( Figure 6c ) also shows the process according to method 1 for a hot dip refinement, but the cooling of the steel strip is interrupted by a short pause (approx. 1 to 20 s) at an intermediate temperature in the range of approx. 200 to 400 ° C and down to the temperature ( ST), which is necessary for hot dip refining (approx. 400 to 470 ° C), is reheated.
  • the steel strip is then cooled again to an intermediate temperature of approx. 200 to 250 ° C.
  • a cooling rate of approx. 2 and 30 ° C / s the steel strip is finally cooled in air until room temperature is reached.
  • Example 1 (cold strip) (alloy composition in% by weight)
  • a hot-dip refined, air-hardened steel strip with the following parameters was processed in an annealing simulator.
  • the steel according to the invention After the tempering, the steel according to the invention has a structure which consists of martensite, bainite and retained austenite.
  • This steel shows the following characteristics after air hardening (initial values in brackets, non-tempered condition): - yield strength (Rp0.2) 814 MPa (530 MPa) - tensile strength (Rm) 1179 MPa (855 MPa) - elongation at break (A80) 5.8% (16.1%) - A5 stretch 12.9% (-) - Bake hardening index (BH2) 58 MPa - Hole expansion ratio according to ISO 16630 - (21%) - Bending angle according to VDA 238-100 (lengthways, crossways) - (88 ° / 77 °) along the rolling direction and would correspond to an LH®1000, for example.
  • the yield strength ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 62% in the initial state.
  • Example 2 (cold strip) (alloy composition in% by weight)
  • the material was previously hot-rolled at a final rolling target temperature of 910 ° C and coiled to a thickness of 4.09 mm at a target reel temperature of 650 ° C and, after pickling, cold-rolled without additional heat treatment (e.g. hood annealing).
  • the hot-dip coated steel was processed in an annealing simulator in the same way as a tempering process (air hardening) with the following parameters. Annealing temperature 870 ° C Hold time 120 s Transport time max. 5 s (without energy supply) Subsequent cooling in the air
  • the steel according to the invention After the tempering, the steel according to the invention has a structure which consists of martensite, bainite and retained austenite.
  • This steel shows the following characteristics after air hardening (initial values in brackets, non-tempered condition): - yield strength (Rp0.2) 803 MPa (502 MPa) - tensile strength (Rm) 1113 MPa (815 MPa) - elongation at break (A80) 13.1% (18.9%) - A5 stretch 7.1% (-) - Bake hardening index (BH2) 53 MPa - Hole expansion ratio according to ISO 16630 - (31%) - Bending angle according to VDA 238-100 (lengthways, crossways) - (95 ° / 90 °) along the rolling direction and would correspond to an LH®1000, for example.
  • the yield strength ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 62% in the initial state.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kalt - oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten, lufthärtbaren Mehrphasenstahl gemäß dem Patentanspruch 1. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand der Unteransprüche 2 bis 25.
  • 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.
  • Ein Stahl mit einer geringeren Festigkeit aber einer blechdickenabhängigen Zugabe von Legierungselementen ist aus der DE 10 2012 013 113 A1 bekannt, während ein Stahl mit einer vergleichbaren Mindestzugfestigkeit ohne eine derartige Massgabe aus der DE 10 2011 117 572 A1 bekannt ist.
    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 CO2-Abgasausstoßes unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu finden. Dabei spielt einerseits die Gewichtsreduktion aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung sowohl während der Nutzung als auch im Crashfall.
  • Durch die Bereitstellung hochfester bis höchstfester Stähle und die Verringerung der Blechdicke kann das Gewicht der Fahrzeuge bei gleichzeitig verbessertem Umform- und Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb reduziert werden.
  • Hoch- bis höchstfeste Stähle müssen daher 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 " L ow Edge Crack" (LEC) bzw. unter " H igh H ole E xpansion" (HHE) sowie xpand® bekannt.
  • Der Biegewinkel beschreibt eine Materialeigenschaft, die Rückschlüsse auf das Materialverhalten bei Umformoperationen mit dominanten Biegeanteilen (z.B. beim Falzen) oder auch bei Crashbelastungen gibt. Vergrößerte Biegewinkel erhöhen somit die Fahrgastzellensicherheit. Die Bestimmung des Biegewinkels (α) wird z.B. über den Plättchen-Biegeversuch in der VDA 238-100 normativ geregelt.
  • Die oben genannten Eigenschaften sind wichtig für Bauteile, die vor dem Vergüten z.B. durch Lufthärten mit optionalem Anlassen zu sehr komplexen Bauteilen umgeformt werden.
  • Verbesserte Schweißbarkeit wird bekanntermaßen u.a. durch ein abgesenktes Kohlenstoffäquivalent erreicht. Dafür stehen Synonyme wie " u nter p eritektisch" (UP) bzw. das bereits bekannte " L ow 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 A dvanced H igh S trength S teels (AHSS) für den Automobilbau gegenüber fertigungsbedingten wasserstoffinduzierten Sprödbrüchen ist in der SEP1970 geregelt und über die Bügelprobe und die Lochzugprobe getestet. Im Fahrzeugbau finden zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen Grundgefüge bestehen, in das eine martensitische Zweitphase eingelagert ist. Es hat sich herausgestellt, dass sich bei kohlenstoffarmen, mikrolegierten Stählen Anteile weiterer Phasen wie Bainit und Restaustenit vorteilhaft z.B. auf das Lochaufweitverhalten, das Biegeverhalten und das wasserstoffinduzierte Sprödbruchverhalten auswirken. Der Bainit kann hierbei in unterschiedlichen Erscheinungsformen, wie z.B. oberer und unterer Bainit, vorliegen.
  • Die spezifischen Materialeigenschaften der Dualphasenstähle, wie z.B. niedriges Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, starker Kaltverfestigung und guter Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt, reichen aber bei immer komplexeren Bauteilgeometrien oft nicht mehr aus.
  • Allgemein findet die Gruppe der Mehrphasenstähle immer mehr Anwendung. Zu den Mehrphasenstählen zählen z.B. Komplexphasenstähle, ferritisch-bainitische Stähle, TRIP-Stähle sowie die vorher beschriebenen Dualphasenstähle, die durch unterschiedliche Gefügezusammensetzungen charakterisiert sind.
  • Komplexphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle, die geringe Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen eine starke Kornfeinung bewirkt wird.
  • Diese Komplexphasenstähle besitzen im Vergleich zu Dualphasenstählen höhere Streckgrenzen, ein größeres Streckgrenzenverhältnis, eine geringere Kaltverfestigung und ein höheres Lochaufweitvermögen.
  • Ferritisch-bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die Bainit oder verfestigten Bainit in einer Matrix aus Ferrit und/oder verfestigtem Ferrit enthalten. Die Festigkeit der Matrix wird durch eine hohe Versetzungsdichte, durch Kornfeinung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen bewirkt.
  • Dualphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem ferritischen Grundgefüge, in dem eine martensitische Zweitphase inselförmig eingelagert ist, fallweise auch mit Anteilen von Bainit als Zweitphase. Bei hoher Zugfestigkeit zeigen Dualphasenstähle ein niedriges Streckgrenzenverhältnis und eine starke Kaltverfestigung.
  • TRIP-Stähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem überwiegend ferritischen Grundgefüge, in dem Bainit und Restaustenit eingelagert ist, der während der Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. In Verbindung mit dem Bake-Hardening-Effekt sind hohe Bauteilfestigkeiten erreichbar. Diese Stähle eignen sich sowohl zum Streckziehen als auch zum Tiefziehen. Bei der Materialumformung sind jedoch höhere Blechhalterkräfte und Pressenkräfte erforderlich. Eine vergleichsweise starke Rückfederung ist zu berücksichtigen.
  • Zu den hochfesten Stählen mit einphasigem Gefüge zählen z.B. bainitische und martensitische Stähle.
  • Bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse auszeichnen. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung ist eine gute Schweißbarkeit gegeben. Das Gefüge besteht typischerweise aus Bainit. Es können im Gefüge vereinzelt geringe Anteile anderer Phasen, wie z.B. Martensit und Ferrit, enthalten sein.
  • Martensitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die durch thermomechanisches Walzen kleine Anteile von Ferrit und/oder Bainit in einem Grundgefüge aus Martensit enthalten. Diese Stahlsorte zeichnet sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse aus. Innerhalb der Gruppe der Mehrphasenstähle weisen die martensitischen Stähle die höchsten Zugfestigkeitswerte auf. Die Eignung zum Tiefziehen ist beschränkt. Die martensitischen Stähle eignen sich vorwiegend für biegende Umformverfahren, wie Rollformen.
  • Vergütungsstähle sind nach EN 10083 Stähle, die durch Vergüten (=Härten und Anlassen) eine hohe Zug- und Dauerfestigkeit erhalten. Führt die Abkühlung beim Härten an Luft zu Bainit oder Martensit, wird das Verfahren "Lufthärten" genannt. Über ein nach dem Härten erfolgendes Anlassen kann gezielt Einfluss auf das Festigkeits-/Zähigkeitsverhältnis genommen werden.
    • Anwendungsbereiche und Fertigungsverfahren
  • Zum Einsatz kommen hoch- und höchstfeste Mehrphasenstähle u.a. in Struktur-, Fahrwerks-und crashrelevanten Bauteilen als Blechplatinen, Tailored Blanks (geschweißte Platinen) sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder, sogenannte TRB®s bzw. Tailored Strips.
  • Die T ailor R olled B lank Leichtbau-Technologie (TRB®) ermöglicht eine signifikante Gewichtsreduktion durch eine belastungsangepasste Blechdicke über die Bauteillänge und/oder Stahlsorte.
  • In der kontinuierlichen Glühanlage findet eine spezielle Wärmebehandlung zur definierten Gefügeeinstellung statt, wo z.B. durch vergleichsweise weiche Bestandteile, wie Ferrit bzw. bainitischer Ferrit, der Stahl seine geringe Streckgrenze und durch seine harten Bestandteile, wie Martensit bzw. kohlenstoffreichen Bainit, seine Festigkeit erhält.
  • Üblicherweise werden kaltgewalzte hoch- bis höchstfeste Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt werden die Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradienten), entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt.
  • Zur Einstellung eines Dualphasengefüges wird das gebeizte Warmband in typischen Dicken zwischen 1,50 bis 4,00 mm oder Kaltband in typischen Dicken von 0,50 bis 3,00 mm im Durchlaufglühofen auf eine solche Temperatur aufgeheizt, dass sich während der Rekristallisation und der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung einstellt.
  • Eine Konstanz der Temperatur ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen Band nur schwierig zu erreichen. Dies kann bei Legierungszusammensetzungen mit zu kleinen Prozessfenstern bei der Durchlaufglühung dazu führen, dass z.B. das dünnere Band entweder zu langsam durch den Ofen gefahren wird, wodurch die Produktivität gesenkt wird, oder dass das dickere Band zu schnell durch den Ofen gefahren wird und die notwendigen Glühtemperaturen und Kühlgradienten zur Erreichung des gewünschten Gefüges nicht erreicht werden. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss und hohe Fehlleistungskosten.
  • Aufgeweitete Prozessfenster sind notwendig, damit bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich sind.
  • Besonders gravierend wird das Problem eines sehr engen Prozessfensters bei der Glühbehandlung, wenn belastungsoptimierte Bauteile aus Warmband oder Kaltband hergestellt werden sollen, die über die Bandlänge und Bandbreite (z.B. durch flexibles Walzen) variierende Banddicken aufweisen.
  • Die Herstellung von TRB®s mit Mehrphasengefüge ist mit heute bekannten Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühanlagen für stark variierende Banddicken allerdings nicht ohne Mehraufwand, wie z.B. einer zusätzlichen Wärmebehandlung vor dem Kaltwalzen (Warmbandweichglühen), möglich. In Bereichen unterschiedlicher Banddicke, d.h. bei Vorliegen unterschiedlicher Kaltabwalzgrade kann aufgrund eines bei den gängigen legierungsspezifisch engen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefälles kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird z.B. in der DE 100 37 867 A1 beschrieben.
  • Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Warm- oder Kaltbandes schmelztauchveredelt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einem dem Schmelztauchbad vorgeschalteten Durchlaufglühofen.
  • Auch bei Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufglühofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.
  • Entscheidende Prozessparameter sind somit die Einstellung der Glühtemperatur und der Geschwindigkeit, wie auch der Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradient) bei der Durchlaufglühung, da die Phasenumwandlung temperatur- und zeitabhängig abläuft. Je unempfindlicher der Stahl in Bezug auf die Gleichmäßigkeit der mechanischen Eigenschaften bei Änderungen im Temperatur- und Zeitverlauf bei der Durchlaufglühung ist, desto größer ist das Prozessfenster.
  • Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern unterschiedlicher Dicke mit den zum Beispiel aus den Offenlegungsschriften EP 2 128 295 A1 , oder EP 1 154 028 A1 bekannten Legierungskonzepten für einen Dualphasenstahl besteht das Problem, dass mit diesen Legierungszusammensetzungen zwar die geforderten mechanischen Eigenschaften erfüllt werden, jedoch nur ein enges Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden ist, um bei Querschnittssprüngen, z.B. bei Breiten- oder Dickenänderungen, ohne Anpassung der Prozessparameter gleichmäßige mechanische Eigenschaften über die Bandlänge einstellen zu können.
  • Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich über die gesamte Bandlänge und Bandbreite gleichmäßige mechanische Eigenschaften zu erreichen.
  • Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus bekannten Stahllegierungen weisen wegen des zu kleinen Prozessfensters die Bereiche mit geringerer Banddicke aufgrund der Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung entweder zu hohe Festigkeiten durch zu große Martensitanteile auf, oder die Bereiche mit größerer Banddicke erreichen zu geringe Festigkeiten durch zu geringe Martensitanteile. Homogene mechanisch-technologische Eigenschaften über die Bandlänge oder -breite sind mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen.
  • Das Ziel, die resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und Bandlänge durch die gesteuerte Einstellung der Volumenanteile der Gefügebestandteile zu erreichen, hat oberste Priorität und ist nur durch ein vergrößertes Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb zur Lösung der vorliegenden Problematik, insbesondere bei flexibel gewalzten Bändern, ungeeignet. Mit den bekannten Legierungskonzepten sind derzeit nur Stähle einer Festigkeitsklasse mit definierten Querschnittsbereichen (Banddicke und Bandbreite) darstellbar, so dass für unterschiedliche Festigkeitsklassen und/oder Querschnittsbereiche veränderte Legierungskonzepte notwendig sind.
  • Bei der Stahlherstellung zeigt sich ein Trend zur Reduzierung des Kohlenstoffäquivalents, um eine verbesserte Kaltverarbeitung (Kaltwalzen, Kaltumformen) sowie bessere Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
  • Aber auch die Schweißeignung charakterisiert unter anderem durch das Kohlenstoffäquivalent ist eine wichtige Beurteilungsgröße.
  • Beispielsweise werden in den nachfolgenden Kohlenstoffäquivalenten
    • CEV(IIW) = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
    • 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.
    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 einer Zusammensetzung gemäß des Anspruchs 1.
  • Durch die in den Verfahrensansprüchen 17 und 18 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 Stahl zeichnet sich durch niedrige Kohlenstoffäquivalente aus und ist beim Kohlenstoffäquivalent CEV (IIW) 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 Stahl anschließend ohne vorheriges Weichglühen kaltzuwalzen, wobei Kaltwalzgrade zwischen 10 bis 60% pro Kaltwalzdurchgang Anwendung finden.
  • Der 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 Warm-oder Kaltbänder homogenere mechanisch-technologische Eigenschaften im Band auch bei unterschiedlichen Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern eingestellt werden.
  • Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen Bandquerschnitten, wie auch für Bänder mit variierender Banddicke über Bandlänge bzw. Bandbreite. Beispielsweise ist damit eine Prozesssierung in ausgewählten Dickenbereichen möglich (z.B. 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 Ac1 und Ac3 bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung erzeugt werden, die zu einem Dual- bzw. Mehrphasengefüge führt.
  • Als vorteilhaft haben sich Glühtemperaturen von etwa 700 bis 950°C herausgestellt.
    Abhängig vom Gesamtprozess (nur Durchlaufglühen oder zusätzliche Schmelztauchveredelung) gibt es unterschiedliche Ansätze für eine Wärmebehandlung.
  • Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das Band ausgehend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abgekühlt. Optional kann vorab mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine vorherige Zwischentemperatur von 300 bis 500°C abgekühlt werden. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt abschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (s.a. Verfahren 1, Figur 6a).
  • Bei einer Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Die Kühlung 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 der Austenit zusätzlich stabilisiert. Somit lässt sich bei der beschleunigten Abkühlung die Bildung von Bainit zugunsten von Martensit unterdrücken.
  • Die Zugabe von Silizium in der erfindungsgemäßen Spanne hat zu weiteren im Folgenden beschriebenen überraschenden Effekten geführt. Die oben beschriebene Verzögerung der Karbidbildung könnte z.B. auch durch Aluminium herbeigeführt werden. Aluminium bildet jedoch stabile Nitride, so dass nicht ausreichend Stickstoff für die Bildung von Karbonitriden mit Mikrolegierungselementen zur Verfügung steht. Durch die Legierung mit Silizium besteht dieses Problem nicht, da Silizium weder Karbide noch Nitride bildet. Somit wirkt sich Silizium indirekt positiv auf die Ausscheidungsbildung durch Mikrolegierungen aus, die sich wiederum positiv auf die Festigkeit des Werkstoffs auswirken. Da die Erhöhung der Umwandlungstemperaturen durch Silizium tendenziell Kornvergröberung begünstigt, ist eine Mikrolegierung mit Niob, Titan und Bor besonders zweckmäßig, wie auch die gezielte Einstellung des Stickstoffgehaltes im erfindungsgemäßen Stahl.
  • Beim Warmwalzen soll es bekanntermaßen bei höher siliziumlegierten Stählen zur Bildung von stark haftendem roten Zunder und zu erhöhter Gefahr von Zundereinwalzungen kommen, was Einfluss auf das anschließende Beizergebnis und die Beizproduktivität haben kann. Dieser Effekt konnte beim erfindungsgemäßen Stahl mit 0,200 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, Beiz- bzw. Walzöl oder anderen Schmutzpartikeln ist. Um zu verhindern, dass Siliziumoxide an die Bandoberfläche gelangen, sind ferner Methoden zu ergreifen, die die innere Oxidation der Legierungselemente unterhalb der Werkstoffoberfläche fördern. Abhängig von der Anlagenkonfiguration kommen hier unterschiedliche Maßnahmen zur Anwendung.
  • Bei einer Anlagenkonfiguration, bei der der Glühprozessschritt ausschließlich in einem Strahlrohrofen (radiant t ube f urnace: RTF) durchgeführt wird (siehe Verfahren 3 in Figur 6c), kann die innere Oxidation der Legierungselemente durch Einstellung des Sauerstoffpartialdrucks der Ofenatmosphäre (N2-H2-Schutzgasatmosphäre) gezielt beeinflusst werden. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt.
    Figure imgb0001
  • Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und pO2 den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
  • Bei einer Anlagenkonfiguration, in der der Ofenbereich aus einer Kombination von einem direkt befeuerten Ofen (direct fired furnace: DFF bzw. n on- o xidizing f urnace: NOF) und einem nachfolgenden Strahlrohrofen besteht (siehe Verfahren 2 in Figur 6b), lässt sich die selektive Oxidation der Legierungselemente ebenfalls über die Gasatmosphären der Ofenbereiche beeinflussen.
  • Über die Verbrennungsreaktion im NOF lassen sich der Sauerstoffpartialdruck und damit das Oxidationspotential für Eisen und die Legierungselemente einstellen. Dieses ist so einzustellen, dass die Oxidation der Legierungselemente intern unterhalb der Stahloberfläche stattfindet und sich ggfs. eine dünne Eisenoxidschicht auf der Stahloberfläche nach dem Durchlauf des NOF-Bereichs ausbildet. Erreicht wird dies z.B. durch Reduzierung des CO-Werts unter 4 Vol.-%.
  • Im nachfolgenden Strahlrohrofen werden unter N2-H2-Schutzgasatmosphäre die ggfs. gebildete Eisenoxidschicht reduziert und gleichermaßen die Legierungselemente weiter intern oxidiert. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck in diesem Ofenbereich muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt.
    Figure imgb0002
  • Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und pO2 den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
  • Im Übergangsbereich zwischen Ofen → Zinkpott (Rüssel) ist der Taupunkt der Gasatmosphäre (N2-H2-Schutzgasatmosphäre) und damit der Sauerstoffpartialdruck so einzustellen, dass eine Oxidation des Bandes vor dem Eintauchen in das Schmelzbad vermieden wird. Als vorteilhaft haben sich Taupunkte im Bereich von -30 bis -40°C herausgestellt.
  • Durch die oben beschriebenen Maßnahmen im Ofenbereich der kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsanlage wird die oberflächliche Ausbildung von Oxiden verhindert und eine gleichmäßige, gute Benetzbarkeit der Bandoberfläche mit der flüssigen Schmelze erzielt.
  • Wird anstelle der Schmelztauchveredelung (hier z.B. das Feuerverzinken) die Verfahrensroute über ein kontinuierliches Glühen mit nachfolgender elektrolytischer Verzinkung gewählt (siehe Verfahren 1 in Figur 6a), sind keine besonderen Vorkehrungen notwendig um die Verzinkbarkeit zu gewährleisten. Es ist bekannt, dass die Verzinkung höherlegierter Stähle wesentlich einfacher durch elektrolytische Abscheidung als durch kontinuierliche Schmelztauchverfahren realisierbar ist. Beim elektrolytischen Verzinken wird reines Zink direkt an der Bandoberfläche abgeschieden. Um den Elektronenstrom zwischen Stahlband und den Zink-Ionen und damit die Verzinkung nicht zu behindern, muss gewährleistet sein, dass keine flächendeckende Oxidschicht auf der Bandoberfläche vorhanden ist. Diese Bedingung wird in der Regel durch eine standardmäßige reduzierende Atmosphäre während der Glühung und eine Vorreinigung vor der Elektrolyse gewährleistet.
  • Um ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung und eine ausreichende Verzinkbarkeit sicherzustellen, werden der minimale Silizium-Gehalt auf 0,200 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 α-/γ-Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen.
  • Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Mehrphasenstählen, wie z.B. bei Dualphasenstählen, ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
  • Gleichzeitig wird jedoch durch die Zugabe von Mangan das Härteverhältnis zwischen Martensit und Ferrit erhöht. Außerdem wird die Zeiligkeit des Gefüges verstärkt. Ein hoher Härteunterschied zwischen den Phasen und die Ausbildung von Martensitzeilen haben ein niedrigeres Lochaufweitvermögen zur Folge, was gleichbedeutend mit einer erhöhten Kantenrissempfindlichkeit ist.
  • Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Silizium und Aluminium) können Manganoxide (z.B. MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z.B. Mn2SiO4) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher globulare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Mn-Oxiden bzw. Mn-Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert.
  • Der Mangan-Gehalt wird aus den genannten Gründen auf 1,700 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. yield 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
    Figure imgb0003
  • 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. t ensile s trength, TS) ergeben: YS MPa = 160,7 + 147,9 Gew . − % Si + 161,1 Gew . − % Mn
    Figure imgb0004
     TS MPa = 324,8 + 189,4 Gew . − % Si + 174,1 Gew . − % Mn
    Figure imgb0005
  • 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 (Al) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Sauerstoff und Stickstoff werden so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie Festigkeitswerte steigern.
  • Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren Temperaturen gebildet.
  • In gelöstem Zustand 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 (TRIP-Stählen) verwendet, um einen Teil des Siliziums zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Aluminium etwas weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion ist als Silizium.
  • Der Aluminium-Gehalt wird deshalb auf 0,020 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 (Ti): Aufgrund seiner hohen Affinität zu Stickstoff wird Titan bei der Erstarrung vorrangig als TiN ausgeschieden. Außerdem tritt es zusammen mit Niob als Mischkarbid auf. TiN kommt eine hohe Bedeutung für die Korngrößenstabilität im Stoßofen zu. Die Ausscheidungen besitzen eine hohe Temperaturstabilität, so dass sie im Gegensatz zu den Mischkarbiden bei 1200°C größtenteils als Partikel vorliegen, die das Kornwachstum behindern. Auch Titan wirkt verzögernd auf die Rekristallisation während des Warmwalzens, ist dabei jedoch weniger effektiv als Niob. Titan wirkt durch Ausscheidungshärtung. Die größeren TiN-Partikel sind dabei weniger effektiv als die feiner verteilten Mischkarbide. Die beste Wirksamkeit wird im Bereich von 0,005 bis 0,050 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 0.01 ≤ 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 Ac1 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 Ac1 und Ac3 bzw. der austenitisierenden Glühung über Ac3 mit anschließender gesteuerter Abkühlung auch nach einem weiteren Prozessschritt der Schmelztauchveredelung bei Temperaturen zwischen 400 bis 470°C beispielsweise mit Zink oder Zink-Magnesium erhalten bleiben.
  • Das durchlaufgeglühte und fallweise schmelztauchveredelte Material kann sowohl als Warmband, als auch als kalt 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 Ar3 und bei Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt (Variante A).
  • Bei Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband, zum Beispiel mit ca. 10% Kaltwalzgrad, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Ar3 und Haspeltemperaturen unterhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt (Variante B).
  • Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von in einer Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispielen.
  • Es zeigen:
    • Figur 1:
    Prozesskette (schematisch) für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl
    Figur 2:
    Zeit-Temperatur-Verlauf (schematisch) der Prozessschritte Warmwalzen und Kaltwalzen (optional) sowie Durchlaufglühen, Bauteilfertigung, Vergüten (Lufthärten) und Anlassen (optional) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl
    Figur 3:
    Chemische Zusammensetzung der untersuchten Stähle
    Figur 4a:
    Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) als Zielwerte, luftgehärtet und nicht angelassen
    Figur 4b:
    Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) der untersuchten Stähle im Ausgangszustand
    Figur 4c:
    Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) der untersuchten Stähle im luftgehärteten, nicht angelassenen Zustand
    Figur 5:
    Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 und des Plättchenbiegeversuchs nach VDA 238-100 an erfindungsgemäßen Stählen
    Figur 6a:
    Verfahren 1, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)
    Figur 6b:
    Verfahren 2, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)
    Figur 6c:
    Verfahren 3, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)
  • Figur 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl. Dargestellt sind die unterschiedlichen die Erfindung betreffenden Prozessrouten. Bis zum Warmwalzen (Endwalztemperatur) ist die Prozessroute für alle erfindungsgemäßen Stähle gleich, danach erfolgen je nach den gewünschten Ergebnissen abweichende Prozessrouten. Beispielsweise kann das gebeizte Warmband verzinkt werden oder mit unterschiedlichen Abwalzgraden kaltgewalzt und verzinkt werden. Auch kann weichgeglühtes Warmband bzw. weichgeglühtes Kaltband kaltgewalzt und verzinkt werden.
  • Es kann Material auch optional ohne Schmelztauchveredelung prozessiert werden, d.h. nur im Rahmen einer Durchlaufglühung mit und ohne anschließender elektrolytischen Verzinkung. Aus dem optional beschichteten Werkstoff kann nun ein komplexes Bauteil hergestellt werden. Im Anschluss daran findet der Härteprozess statt, beim dem erfindungsgemäß an Luft abgekühlt wird. Optional kann eine Anlassstufe die thermische Behandlung des Bauteils abschließen.
  • Figur 2 zeigt schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen von Bändern aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung. Dargestellt ist die zeit- und temperaturabhängige Umwandlung für den Warmwalzprozess als auch für eine Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen, die Bauteilfertigung, Vergütung und optionales Anlassen.
  • Figur 3 zeigt in der oberen Tabellenhälfte die chemische Zusammensetzung der untersuchten Stähle. Verglichen wurden erfindungsgemäße Legierungen LH®1000 mit den Referenzgüten LH®800/LH®900.
  • Gegenüber den Referenzgüten weisen die erfindungsgemäßen Legierungen insbesondere deutlich erhöhte Gehalte an 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-ZeitVerläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung und jeweils verschiedene Austenitisierungsbedingungen.
  • Das Verfahren 1 (Figur 6a) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten kalt- oder warmgewalzten oder 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 Al; 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 Al; 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 (25)

  1. Verfahren zur Herstellung eines kalt - oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten, lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten in Längs- und Querrichtung zur Walzrichtung vor der Lufthärtung von 750 Mpa, mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften
    bestehend aus den Elementen -Gehalte in Gew.-%-
    C ≥ 0,075 bis ≤ 50,115
    Si ≥ 0,200 bis ≤ 0,300
    Mn ≥ 1,700 bis ≤ 2,300
    Cr ≥ 0,280 bis ≤ 0,480
    Al ≥ 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 zu erzeugenden 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.-%,
    und
    bei Banddicken bis 1,00 mm der Mn-Gehalt ≥ 1, 700 bis ≤ 2, 000%,
    bei Banddicken über 1,00 bis 2,00 mm der Mn-Gehalt ≥ 1,850 bis ≤ 2,150%,
    bei Banddicken über 2,00 mm der Mn-Gehalt ≥ 2,000 bis ≤ 2,300% beträgt.
    bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird,
    wobei das kalt- oder warmgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von 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.
  2. Verfahren nach Anspruch 1
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei Banddicken bis 1,00 mm der C-Gehalt ≤ 0,100% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (IIW) ≤ 0,56% betragen.
  3. Verfahren 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.
  4. Verfahren 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.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
    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.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei der Summe aus Ti+Nb+B von > 0,050% der N-Gehalt ≥ 0,0040 bis ≤ 0,0120% beträgt.
  7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der S-Gehalt ≤ 0,0025% beträgt.
  8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der S-Gehalt ≤ 0,0020% beträgt.
  9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Ti-Gehalt ≥ 0,020 ≤ 0,050% beträgt.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Nb-Gehalt ≥ 0,020 bis ≤ 0,040% beträgt.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Summe Nb+Ti ≥0,01 bis_≤ 0,100% beträgt.
  12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Summe Nb+Ti ≥0,01 bis ≤ 0,090% beträgt.
  13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Summe Ti+Nb+B ≥0,01 bis ≤ 0,106% beträgt.
  14. Verfahren nach Anspruch 13,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass die Summe Ti+Nb+B ≥0,01 bis ≤ 0,097% beträgt.
  15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass der Ca-Gehalt ≥ 0.005 ≤ 0,0030% beträgt.
  16. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 15,
    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
    Figure imgb0006
     TS MPa = 324,8 + 189,4 % Si + 174,1 % Mn
    Figure imgb0007
     austauschbar sind.
  17. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 16, 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.
  18. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 16, 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.
  19. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 18,
    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 bei einer Ofentemperatur von 700 bis 950°C gemäß nachfolgender Gleichung eingestellt wird, − 18 > Log pO 2 ≥ − 5 * Si − 0,3 − 2.2 * Mn − 0,45 − 0,1 * Cr − 0,4 − 12,5 * − ln B 0,25
    Figure imgb0008
     wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und pO2 den Sauerstoffpartialdruck in mbar bezeichnen und zur Vermeidung der Oxidation des Bandes direkt vor dem Eintauchen in das Schmelzbad der Taupunkt der Gasatmosphäre bei -30°C oder darunter eingestellt wird.
  20. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 18,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass bei einer Glühung nur mit einem Strahlrohrofen der Sauerstoffpartialdruck der Ofenatmosphäre, bei einer Ofentemperatur von 700 bis 950 °C, nachfolgender Gleichung genügt, − 12 > Log pO 2 ≥ − 5 * Si − 0,25 − 3 * Mn − 0,5 − 0,1 * Cr − 0,5 − 7 * − ln B 0,5
    Figure imgb0009
     wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und pO2 den Sauerstoffpartialdruck in mbar bezeichnen und zur Vermeidung der Oxidation des Bandes direkt vor dem Eintauchen in das Schmelzbad der Taupunkt der Gasatmosphäre bei -30°C oder darunter eingestellt wird.
  21. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 20,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung oder Schmelztauchveredelung dressiert wird.
  22. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 21,
    dadurch gekennzeichnet,
    dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung oder Schmelztauchveredelung streckbiegegerichtet wird.
  23. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 17 bis 22,
    dass das Stahlband einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 20% im Zustand vor der Lufthärtung aufweist.
  24. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 17 bis 22,
    dass das Stahlband einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 30% im Zustand vor der Lufthärtung aufweist.
  25. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 17 bis 22,
    dass das Stahlband einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x Biegewinkel nach VDA 238-100) von 60000 MPa° im Zustand vor der Lufthärtung aufweist.
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