EP3415646A1 - Hochfestes stahlblech mit verbesserter umformbarkeit - Google Patents

Hochfestes stahlblech mit verbesserter umformbarkeit Download PDF

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EP3415646A1
EP3415646A1 EP18176405.1A EP18176405A EP3415646A1 EP 3415646 A1 EP3415646 A1 EP 3415646A1 EP 18176405 A EP18176405 A EP 18176405A EP 3415646 A1 EP3415646 A1 EP 3415646A1
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EP
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flat steel
steel product
weight
hot
product according
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EP18176405.1A
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Fabian Nowara
Dr. Ekaterina Bocharova
Andreas Bongards
Dr. Roland Sebald
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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Publication date
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Publication of EP3415646B1 publication Critical patent/EP3415646B1/de
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    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a flat steel product, a corresponding flat steel product, components of such flat steel product, and the use of the flat steel product.
  • Dual-phase steels in short “DP steels", are characterized by a good property combination of high strength and formability.
  • the structure of common DP steels consists of 70 to 90 vol .-% of ferrite, the rest martensite.
  • the hard martensite is insular in the soft ferritic matrix.
  • other carbon-rich transformation structures such as bainite and / or thermodynamically metastable retained austenite may be present in small amounts. Metastable retained austenite improves forming properties during cold forming.
  • Dual phase steels combine different properties due to their microstructure. Thus, they combine a low, continuous yield strength with high tensile strength compared to conventional high-strength steel grades, with good uniform and elongation at break and high work hardening capacity. The high tensile strength combined with low yield strength leads to a low yield ratio.
  • DP steels are preferably used in vehicle construction. Due to the low yield ratio and the high work hardening potential, they are particularly suitable for complex shaped, safety-related body components that require a high energy absorption capacity. These components include i.a. Reinforcements, roof frames, B-pillars and longitudinal and cross beams. With the high possible strengths, there is also a great potential for lightweight construction due to the thickness reduction of the sheets. DP steels thus represent a contribution to weight-optimized design, especially in terms of energy saving and passive safety.
  • EP 0 796 928 A1 discloses a multiphase steel and a method for its production.
  • the multiphase steel is in the form of cold-rolled sheets containing from 0.05 to 0.3% by weight of C, 0.8 to 3.0% by weight of Mn, 0.4 to 2.5% by weight of Al, 0.01 to 0.2% by weight of Si, the remainder being Fe and unavoidable impurities.
  • the cold-rolled sheet has high strength and good ductility.
  • the cold-rolled sheet may also be surface-coated.
  • EP 1 642 990 A1 discloses a high strength steel sheet having a dual phase structure containing 0.03 to 0.2 wt.% C, 0.005 to 0.3 wt.% Si, 1.0 to 3.1 wt.% Mn, 0.001 to 0, 06 wt .-% P, 0.001 to 0.01 wt .-% S, 0.0005 to 0.01 wt .-% N, 0.2 to 1.2 wt .-% Al, less than 0.5 wt % Mo, balance Fe and unavoidable impurities.
  • This steel sheet has good ductility and can be surface-coated.
  • High-strength steels are particularly suitable for use in vehicle construction, in particular in the automotive industry.
  • both uncoated and coated steel sheets are used depending on the susceptibility to corrosion of the product and the place or environment in which they are used.
  • high-strength flat steel products with improved forming properties.
  • the object of the present invention is to provide flat steel products and processes for their production which meet the above-mentioned requirements, in particular improved forming properties, which i.a. can be quantified in an increased elasticity compared to comparable products.
  • a flat steel product according to the invention obtainable by the method according to the invention, by a flat steel product made of a special steel, produced by a component from the flat steel product according to the invention, and by the use of the flat steel product according to the invention in vehicle construction, in particular in body construction safety-relevant components, which include, for example, longitudinal and transverse beams.
  • the alloying elements for adjusting the mechanical properties of the steel according to the invention are essentially C, Si, Mn, Al and Cr.
  • the present invention relates to the flat steel product according to the invention, containing (in wt .-%) 0.070 to 0.15 C, max. 0.50 Si, 1.0 to 2.0 Mn, 0.6 to 1.5 Al, and 0.2 to 1.0 Cr, balance Fe and unavoidable impurities.
  • Carbon is alloyed according to the invention in a range of 0.070 wt .-% to 0.15 wt .-%, preferably 0.095 wt .-% to 0.13 wt .-%.
  • the minimum content is required to be able to safely achieve the desired strength via the formation of a sufficient amount of martensite.
  • the carbon is needed to stabilize the retained austenite.
  • TRIP effect the formability is improved. Contents above 0.15 wt .-% often lead to limitations in welding and are therefore undesirable.
  • Silicon is inventively up to max. 0.50 wt .-%, preferably max. 0.40 wt .-%, alloyed. Silicon is needed to stabilize the retained austenite by suppressing the precipitation of cementite in post-anneal cooling and increasing the strength. Contents of silicon above the stated amount complicate the coatability by the formation of silicon oxide on the strip surface during annealing.
  • Manganese is alloyed according to the invention in a range of 1.0 wt .-% to 2.0 wt .-%, preferably 1.2 wt .-% to 1.7 wt .-%, alloyed.
  • the said lower limit is determined by ensuring the strength of the steel sheet. Higher contents of Mn above the stated upper limit result in more difficult production because manganese tends to form segregations and higher process temperatures would be necessary in steelmaking.
  • Aluminum is needed to stabilize the retained austenite and is used according to the invention in a range from 0.6% by weight to 1.5% by weight, preferably from 0.7% by weight to 1.3% by weight. Contents above the specified upper limit lead, as in the case of silicon, to difficult coatability.
  • Chromium also acts to increase strength and is therefore alloyed according to the invention in a range of 0.2 wt .-% to 1.0 wt .-%, preferably 0.2 wt .-% to 0.7 wt .-%, alloyed. With chromium contents above the stated upper limit, the elongation can be greatly reduced.
  • the elements C, Si, Mn, Al and Cr have substantially a strength-increasing effect. Therefore, according to the invention, preferably the sum of the amounts of C, Si, Mn, Al and Cr is from 2.8 to 3.5% by weight.
  • the present invention therefore preferably relates to the process according to the invention, the sum of the amounts of C, Si, Mn, Al and Cr being from 2.8 to 3.5% by weight.
  • the present invention therefore also preferably relates to the flat steel product according to the invention, the sum of the amounts of C, Si, Mn, Al and Cr being from 2.8 to 3.5% by weight. According to this preferred embodiment, a preferred combination of tensile strength and minimum elongation at break is obtained.
  • the sum of the amounts of Si and Al is at most 1.5 wt .-%.
  • a favorable surface finish is obtained since there are no negative effects on zinc adhesion due to detachment of the upper grain layers, impaired formability due to grain boundary oxidation at high coiling temperatures and annealing temperatures.
  • alloying elements according to the invention preferably not added specifically. Therefore, the following is preferably the upper limit for the other explicitly stated elements: P ⁇ 0.03% by weight, sulfur ⁇ 0.005% by weight, Mo, Cu and Ni in each case ⁇ 0.2% by weight, N and Ti in each case ⁇ 0,01%. All other possible elements are considered unavoidable impurities.
  • the flat steel product according to the invention contains in a preferred embodiment (in area%) 60 to 85, preferably 70 to 80, ferrite (F), 10 to 30, preferably 10 to 20, martensite (M), 5 to 12, preferably 7 to 11 Retained austenite (RA) and at most 8, preferably at most 3, for example 0 to 8, others selected from perlite, bainite, cementite and / or carbides.
  • the inventively preferred Martensitanteil of 10 to 30 area% ensures the necessary strength, but at the same time it is so limited that there is no drop in elongation at break by too high a strength. Remaining austenite contributes to achieving the elongation at break. However, an excessive amount of retained austenite is at the expense of the martensite, which would lead to a reduction in strength.
  • the sum of the other structural components is so small that there is no significant influence on the mechanical properties.
  • the present invention therefore preferably relates to the flat steel product according to the invention, wherein it contains (in area%) 60 to 85, preferably 70 to 80, ferrite (F), 10 to 30, preferably 10 to 20, martensite (M), 5 to 12, preferably 7 to 11, retained austenite (RA) and at most 8, preferably at most 3, for example 0 to 8, other selected from perlite, bainite, cementite and / or carbides, wherein the sum of the present components is 100.
  • the present invention relates to the flat steel product according to the invention, wherein the tensile strength Rm is 580 MPa to 710 MPa.
  • the present invention relates to the flat steel product according to the invention, wherein the elongation at break A80 is at least 23%.
  • the process according to the invention comprises, as step (A), the production of a hot-rolled strip.
  • step (A) the production of a hot-rolled strip.
  • step (A) is carried out by casting a steel, which has the above-mentioned analysis, a corresponding precursor, a slab or a thin slab from a molten steel.
  • the casting can be carried out by all methods known to the person skilled in the art.
  • the preliminary product thus obtained is then maintained at a temperature of 1100 to 1300 ° C or reheated to this temperature and then optionally descaled and pre-rolled.
  • the heating of the precursor according to the invention can be carried out in all known to the expert devices, for example in a Hubbalken- or blast furnace. In the transition to the actual hot rolling step, the temperature is preferably 1050 to 1150 ° C.
  • the actual hot rolling can be carried out by all methods known to the person skilled in the art.
  • the hot rolling according to the invention is preferably carried out such that at the end of the hot rolling a final rolling temperature (ET) of 820 to 900 ° C, particularly preferably 840 to 880 ° C, is obtained.
  • a hot strip having a thickness of 1 to 10 mm, preferably 2 to 7 mm, is preferably obtained according to the invention.
  • step (A) of the process according to the invention is then transferred to step (B).
  • step (A) comprises the production of a precursor, in particular a slab or a thin slab, by casting a steel with appropriate analysis, and hot rolling the resulting precursor.
  • Step (B) of the process of the invention comprises cooling the hot rolled strip from finish roll to coiler temperature, and rewinding this strip, coiling at a temperature of 540 to 620 ° C. Decisive here is the compliance with the reel temperature.
  • the cooling and reeling according to step (B) can be carried out by methods known to the person skilled in the art, whereby it must be taken into account that the coiling temperature of 540 to 620 ° C. is maintained.
  • the cooling preferably takes place from the final rolling temperature (ET) from step (A) to the coiler temperature (HT) in air and / or with water. It is particularly preferred if, after leaving the hot rolling mill, i. after step (A), a holding time in air of at least 1 s is observed before water cooling commences. This leads, according to the invention, to an advantageously uniform state of recrystallization in the hot strip and, associated therewith, uniform mechanical properties and a high strip flatness.
  • step (B) A reel temperature below the range according to the invention leads to a tensile strength which is too high according to the invention and to a low elongation at break in the annealed cold strip.
  • an undesirably high strength of the hot strip is obtained, which is unfavorable for the subsequent cold rolling.
  • a reel temperature above the range according to the invention causes an excessively high tensile strength in the annealed cold-rolled strip according to the invention.
  • the risk of grain boundary oxidation increases and grain coarsening is promoted, which can lead to poor and / or uneven mechanical properties in the annealed cold strip.
  • step (B) of the process according to the invention at a coiler temperature of 560 to 600 ° C.
  • the present invention therefore preferably relates to the invention Method, wherein the reeling takes place at a temperature of 560 to 600 ° C.
  • the hot strip is then cooled down to room temperature in the coiled state by processes known to those skilled in the art.
  • the hot strip obtained is fed to a pickling step after step (B) of the process according to the invention.
  • the present invention therefore preferably relates to the process according to the invention, wherein the hot strip obtained in step (B) is fed to a pickling step.
  • the pickling of the strip can be carried out both in a process step which is subsequently carried out preferably in cold rolling or in a plant combined with a cold rolling aggregate.
  • the hot strip is preferably passed through a pickling tank known to the person skilled in the art.
  • a mordant according to the invention preferably sulfuric acid H 2 SO 4 , preferably with a concentration of 15 to 40 wt .-%, for example 25 wt .-%, or hydrochloric acid HCl used.
  • the temperature in the pickling step according to the invention is preferably 70 ° C to 100 ° C.
  • the hot strip obtained after the pickling step according to the invention is then cold-rolled in a preferred embodiment of the method according to the invention.
  • the present invention therefore preferably relates to the method according to the invention, wherein the hot strip obtained after the pickling step is fed to a cold rolling step.
  • the process according to the invention preferably comprises a step (C) comprising cold rolling and subsequent annealing, preferably in a continuous continuous furnace, with an optionally following coating.
  • the thickness of the strip after cold rolling is preferably between 0.6 mm and 3.0 mm.
  • the cold strip after cold rolling in a continuous annealing process optionally with subsequent coating of the strip (metallic coatings such as Zn, Mg or Albasiere coatings), further treated.
  • metallic coatings such as Zn, Mg or Albasêt coatings
  • the present invention therefore preferably relates to the method according to the invention, wherein the cold strip obtained in the cold rolling step is fed to an annealing step.
  • the strip is brought to a temperature GT of 780 to 880 ° C. in one or more steps.
  • the heating rate to these temperatures is preferably up to 20K / s.
  • the throughput rate depends on the thickness of the belt, preferably between 40 and 125 m / min. From the throughput speed according to the invention, the holding time in the annealing furnace depends, which is preferably between 20 and 340 s.
  • the holding time and holding temperature according to the invention should preferably not be undershot, so that sufficient austenite is formed and the recrystallization can be ensured.
  • this is preferably relevant for the strength due to the formation of martensite; on the other hand, according to the invention, preferably stable residual austenite is required at room temperature in order to be able to achieve the required breaking elongation.
  • incomplete recrystallization or incomplete heating in the annealing step especially with thicker dimensions, could lead to different microstructure formation over the strip width and strip thickness, which manifests itself in undesirable, scattering mechanical properties.
  • the cold strip is preferably cooled to an intermediate temperature of 400 to 530 ° C., for example with a cooling rate of greater than 5 K / s.
  • the cooling can take place in one or more steps.
  • a hot-dip coating can optionally be carried out according to the invention.
  • Methods for hot dip coating are known in the art. Coating baths with a content of at least 75% by weight of zinc or aluminum are preferably used here. After coating, cooling to a temperature of ⁇ 100 ° C. with an average cooling rate of> 5 K / s follows, wherein this cooling can be formed in one or more stages.
  • a cooling rate of at least 5 K / s and a maximum of 100 K / s is maintained in a temperature range from 680 to 530 ° C.
  • the formation of pearlite can be avoided, which leads to a lowering of the strength.
  • the cooling rate is too high, for example more than 100 K / s, an excessively high proportion of martensite can be formed and the elongation at break reduced.
  • a galvannealing process can be carried out, whereby reheating to max. 650 ° C takes place.
  • the sheet can be continuously cooled to room temperature below the abovementioned intermediate temperature without a coating treatment at cooling rates of, for example, 0.1 to 50 K / s in one or more steps.
  • electrolytic coating is possible after cooling to room temperature.
  • the steel sheet can be optionally dressed, the degree of temper rolling preferably being at most 1.5%. If a higher degree of skin-pass is used, the yield point may increase according to the invention with simultaneously undesirable elongation at break and n-value loss. If the optional skin-pass step is used, a skin-pass level of at least 0.3% is necessary to ensure a defined surface structure.
  • step (C) comprises a pickling step, a cold rolling step, an annealing step, optionally a hot-dip coating, if appropriate an electrolytic coating and / or a coating step.
  • the present invention also relates to a component comprising the flat steel product according to the invention or the flat steel product obtained by the method according to the invention.
  • the component according to the invention particularly preferably consists of the flat steel product according to the invention or of the flat steel product obtained by the method according to the invention.
  • Such components are preferably safety-related components, such as longitudinal and transverse beams, A-pillars or B-pillars.
  • the present invention also relates to the use of a flat steel product according to the invention or a flat steel product obtained by the method according to the invention for use in vehicle construction, preferably in vehicle body construction as, for example, longitudinal or transverse beams, A-pillars or B-pillars.
  • a steel of the analyzes specified in Table 1 is poured into a precursor (slab) and reheated to a temperature VT of 1100 to 1300 ° C and then pre-rolled. For heating slabs these are heated in a Hubbalkenofen. Entry into the finishing train takes place at a temperature of 1050 to 1150 ° C.
  • the slabs are rolled to the final hot strip thickness in at least five passes.
  • the final rolling temperature ET is between 820 and 900 ° C, see Table 2.
  • the hot strip with a thickness shown in Table 2 is cooled after hot rolling at a cooling rate of 30 - 300 K / s to a coiling temperature HT of 540 to 620 ° C and then coiled.
  • the cooling of ET on HT is carried out with water.
  • the hot strip is coiled in air cooled to room temperature.
  • the hot strip is pickled to remove the scale layer and rolled with a cold rolling degree KWG between 50 and 73%.
  • the cold strip thickness is between 0.8 and 2.8 mm, see Table 2.
  • the strip is passed through a pickling tank containing 25% sulfuric acid H 2 SO 4 at a temperature of about 95 ° C.
  • the cold strip is further treated with a continuous annealing process.
  • the strip is brought to a temperature GT in accordance with Table 2 in one or more steps and kept at this temperature for a time t_Glüh.
  • a cooling to an intermediate temperature ZT according to Table 2 takes place.
  • a coating takes place.
  • the strip is cooled to a temperature ⁇ 100 ° C and then subjected to a skin pass rolling (D +).
  • the mechanical properties are determined in tests on longitudinal samples (DIN EN ISO 6892-1, sample form 2 according to DIN EN ISO 6892-1, measuring length 80 mm, sample width 20 mm).
  • the longitudinal samples are taken from the belt axis, ie from a position in the middle of the bandwidth.
  • the determination of the n values was also carried out in accordance with DIN ISO 10275 in conjunction with DIN EN ISO 6892-1 as n 10-20 / Ag values.
  • the cut is etched with alcoholic nitric acid, which contains a proportion by volume of 3% by volume of nitric acid (so-called Nital).
  • the sample position is considered in 1/3 or 2/3 of the thickness of the steel sheet at 1000x magnification in the reflected-light microscope.
  • the determination of the residual austenite content is carried out by means of microdiffractometers on the same longitudinal section. During the measurement, the acceleration voltage is 35kV and the current is 30mA. The lower detection limit here is 1% retained austenite.
  • the flat steel product according to the invention can advantageously be used in vehicle construction.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachproduktes, ein entsprechendes Stahlflachprodukt, Bauteile aus dem solchen Stahlflachprodukt, sowie die Verwendung des Stahlflachproduktes.

Description

    Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachproduktes, ein entsprechendes Stahlflachprodukt, Bauteile aus dem solchen Stahlflachprodukt, sowie die Verwendung des Stahlflachproduktes.
    • Technischer Hintergrund
  • Dualphasenstähle, kurz "DP-Stähle", zeichnen sich durch eine gute Eigenschaftskombination aus hoher Festigkeit und Umformbarkeit aus. Das Gefüge üblicher DP-Stähle besteht zu 70 bis 90 Vol.-% aus Ferrit, Rest Martensit. Der harte Martensit ist inselförmig in der weichen ferritischen Matrix eingelagert. Neben Martensit können in geringen Mengen weitere kohlenstoffreiche Umwandlungsgefüge wie Bainit und/oder thermodynamisch metastabiler Restaustenit vorhanden sein. Metastabiler Restaustenit verbessert die Umformeigenschaften bei der Kaltformgebung.
  • Dualphasenstähle verbinden aufgrund ihrer Mikrostruktur unterschiedliche Eigenschaften. So kombinieren sie gegenüber konventionellen höherfesten Stahlgüten eine niedrige, kontinuierliche Streckgrenze mit hoher Zugfestigkeit bei gleichzeitig guter Gleichmaß- und Bruchdehnung bzw. hohem Kaltverfestigungsvermögen. Die hohe Zugfestigkeit bei zugleich niedriger Streckgrenze führt zu einem niedrigen Streckgrenzenverhältnis.
  • Wegen ihrer günstigen Verarbeitungseigenschaften werden DP-Stähle bevorzugt im Fahrzeugbau verwendet. Aufgrund des niedrigen Streckgrenzenverhältnisses sowie des hohen Kaltverfestigungspotentials sind sie insbesondere für komplex geformte, sicherheitsrelevante Karosseriebauteile, die ein hohes Energieabsorptionsvermögen fordern, geeignet. Zu diesen Bauteilen zählen u.a. Verstärkungen, Dachrahmen, B-Säulen sowie Längs- und Querträger. Mit den hohen möglichen Festigkeiten, geht auch ein großes Potential für Leichtbau durch Dickenreduktion der Bleche einher. DP-Stähle stellen somit vor allem unter den Gesichtspunkten Energieeinsparung und passive Sicherheit einen Beitrag zur gewichtsoptimierten Konstruktion dar.
  • Flachprodukte aus DP-Stählen und Verfahren zu ihrer Herstellung sind aus dem Stand der Technik bereits bekannt.
  • EP 0 796 928 A1 offenbart einen Mehrphasenstahl und ein Verfahren zu seiner Herstellung. Der Mehrphasenstahl liegt in der Form kaltgewalzter Bleche vor enthaltend 0,05 bis 0,3 Gew.-% C, 0,8 bis 3,0 Gew.-% Mn, 0,4 bis 2,5 Gew.-% Al, 0,01 bis 0,2 Gew.-% Si, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Gemäß diesem Dokument weist das kaltgewalzte Blech eine hohe Festigkeit und eine gute Duktilität auf. Das kaltgewalzte Blech kann auch oberflächenbeschichtet sein.
  • EP 1 642 990 A1 offenbart ein hochfestes Stahlblech mit einer Dualphasenstruktur, enthaltend 0,03 bis 0,2 Gew.-% C, 0,005 bis 0,3 Gew.-% Si, 1,0 bis 3,1 Gew.-% Mn, 0,001 bis 0,06 Gew.-% P, 0,001 bis 0,01 Gew.-% S, 0,0005 bis 0,01 Gew.-% N, 0,2 bis 1,2 Gew.-% Al, weniger als 0,5 Gew.-% Mo, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen. Dieses Stahlblech weist eine gute Verformbarkeit auf und kann oberflächenbeschichtet werden.
  • Hochfeste Stähle eignen sich besonders für einen Einsatz im Fahrzeugbau, insbesondere im Automobilbau. Hierfür werden sowohl unbeschichtete als auch beschichtete Stahlfeinbleche eingesetzt je nach Korrosionsanfälligkeit des Produkts und Einsatzort bzw. Umgebung, in der sie eingesetzt werden. Um wachsenden Anforderungen hinsichtlich Leichtbau (Klimaschutz, Ressourceneffizienz, Kostenoptimierung) und Crash-Sicherheit im Karosserie- und Fahrwerksbau durch komplexere Bauteilstrukturen gerecht zu werden, besteht daher ein Bedarf nach hochfesten Stahlflachprodukten mit verbesserten Umformeigenschaften.
  • Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zu Grunde, Stahlflachprodukte und Verfahren zu ihrer Herstellung bereitzustellen, die die oben genannten Anforderungen, insbesondere verbesserte Umformeigenschaften, welche u.a. in einer erhöhten Dehnfähigkeit gegenüber vergleichbaren Produkten quantifizierbar sind, erfüllen können.
  • Gelöst wird diese Aufgabe durch das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachproduktes aus einem Stahl, enthaltend (in Gew.-%):
    • 0,070 bis 0,15 C,
    • max. 0,50 Si,
    • 1,0 bis 2,0 Mn,
    • 0,6 bis 1,5 Al und
    • 0,2 bis 1,0 Cr,
    • Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,
    umfassend wenigstens die Schritte:
    1. (A) Herstellen eines warmgewalzten Bandes,
    2. (B) Haspeln des warmgewalzten Bandes, wobei das Haspeln bei einer Temperatur von 540 bis 620 °C erfolgt, und
    3. (C) Gegebenenfalls Kaltwalzen sowie anschließendes Glühen in einem kontinuierlichen Durchlaufofen mit einer optional folgenden Beschichtung.
  • Des Weiteren werden diese Aufgaben auch gelöst durch ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt, erhältlich durch das erfindungsgemäße Verfahren, durch ein Stahlflachprodukt aus einem speziellen Stahl, durch ein Bauteil hergestellt aus dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt, sowie durch die Verwendung des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes im Fahrzeugbau, insbesondere im Karosseriebau, für sicherheitsrelevante Bauteile zu denen beispielsweise Längs- und Querträger zählen.
  • Die Legierungselemente zur Einstellung der mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls sind im Wesentlichen C, Si, Mn, Al und Cr. Durch die Anwesenheit dieser Legierungselemente in bestimmten Mengen, bevorzugt in Verbindung mit der erfindungsgemäßen Haspeltemperatur, werden die erfindungsgemäß beobachteten Vorteile erhalten.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein Stahlflachprodukt, enthaltend als Legierungselemente C, Si, Mn, Al und Cr, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die folgende Gleichung (l) erfüllt ist: 3 , 5 ≤ A ≤ 8 , 8
    Figure imgb0001
     wobei A = (74,96 + 8039,1 * C - 1498,18 * Si - 121,63 * Mn - 408,97 * Al + 1093,38 * Cr) / 100 und
    • C:
    C-Gehalt in Gew.-%,
    Si:
    Si-Gehalt in Gew.-%,
    Mn:
    Mn-Gehalt in Gew.-%,
    Al:
    Al-Gehalt in Gew.-% und
    Cr:
    Cr-Gehalt in Gew.-% bedeuten.
  • Bevorzugt betrifft die vorliegende Erfindung das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt, enthaltend (in Gew.-%) 0,070 bis 0,15 C, max. 0,50 Si, 1,0 bis 2,0 Mn, 0,6 bis 1,5 Al und 0,2 bis 1,0 Cr, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Kohlenstoff wird erfindungsgemäß in einem Bereich von 0,070 Gew.-% bis 0,15 Gew.-%, bevorzugt 0,095 Gew.-% bis 0,13 Gew.-% legiert. Der minimale Gehalt ist erforderlich, um die gewünschte Festigkeit über die Bildung einer ausreichenden Menge an Martensit sicher erreichen zu können. Weiterhin wird der Kohlenstoff zur Stabilisierung des Restaustenits benötigt. Durch Nutzung des TRIP-Effekts wird die Umformbarkeit verbessert. Gehalte oberhalb von 0,15 Gew.-% führen häufig zu Einschränkungen beim Schweißen und sind daher unerwünscht.
  • Silizium wird erfindungsgemäß bis max. 0,50 Gew.-%, bevorzugt max. 0,40 Gew.-%, legiert. Silizium wird zur Stabilisierung des Restaustenits durch Unterdrückung der Ausscheidung von Zementit bei der Kühlung nach der Glühung, sowie zur Festigkeitssteigerung benötigt. Gehalte an Silizium oberhalb der angegebenen Menge erschweren die Beschichtbarkeit durch die Bildung von Siliziumoxid an der Bandoberfläche während der Glühung.
  • Mangan wird erfindungsgemäß in einem Bereich von 1,0 Gew.-% bis 2,0 Gew.-%, bevorzugt 1,2 Gew.-% bis 1,7 Gew.-%, legiert. Die genannte Untergrenze wird durch die Sicherstellung der Festigkeit des Stahlblechs bestimmt. Höhere Gehalte an Mn oberhalb der angegebenen Obergrenze führen zu einer erschwerten Erzeugung, da Mangan zur Bildung von Seigerungen neigt und bei der Stahlerzeugung höhere Prozesstemperaturen notwendig wären.
  • Aluminium wird zur Stabilisierung des Restaustenits benötigt und erfindungsgemäß in einem Bereich von 0,6 Gew.-% bis 1,5 Gew.-%, bevorzugt 0,7 Gew.-% bis 1,3 Gew.-%, eingesetzt. Gehalte oberhalb der angegebenen Obergrenze führen, wie bei Silizium, zu einer erschwerten Beschichtbarkeit.
  • Chrom wirkt ebenfalls festigkeitssteigernd und wird daher erfindungsgemäß in einem Bereich von 0,2 Gew.-% bis 1,0 Gew.-%, bevorzugt 0,2 Gew.-% bis 0,7 Gew.-%, legiert. Bei Chromgehalten oberhalb der angegebenen Obergrenze kann die Dehnung stark herabgesetzt werden.
  • Die Elemente C, Si, Mn, Al und Cr haben im Wesentlichen eine festigkeitssteigernde Wirkung. Daher liegt erfindungsgemäß bevorzugt die Summe der Mengen an C, Si, Mn, Al und Cr bei 2,8 bis 3,5 Gew.-%.
  • Bevorzugt betrifft die vorliegende Erfindung daher das erfindungsgemäße Verfahren, wobei die Summe der Mengen an C, Si, Mn, Al und Cr 2,8 bis 3,5 Gew.-% beträgt. Die vorliegende Erfindung betrifft daher auch bevorzugt das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt, wobei die Summe der Mengen an C, Si, Mn, Al und Cr 2,8 bis 3,5 Gew.-% beträgt. Gemäß dieser bevorzugten Ausführungsform wird eine bevorzugte Kombination von Zugfestigkeit und Mindestbruchdehnung erhalten.
  • Weiter bevorzugt liegt die Summe der Mengen an Si und Al bei höchstens 1,5 Gew.-%. In dieser bevorzugten Ausführungsform wird eine vorteilhafte Oberflächenbeschaffenheit erhalten, da negative Effekte bezüglich Zinkhaftung durch Ablösung der oberen Kornlagen, verschlechterte Umformbarkeit aufgrund von Korngrenzenoxidation bei hohen Haspel- sowie Glühtemperaturen, ausbleiben.
  • Weitere Legierungselemente werden erfindungsgemäß bevorzugt nicht gezielt hinzugegeben. Daher gilt bevorzugt für die weiteren explizit angegebenen Elemente jeweils als Obergrenze: P ≤ 0,03 Gew.-%, Schwefel ≤ 0,005 Gew.-%, Mo, Cu und Ni jeweils ≤ 0,2 Gew.-%, N und Ti jeweils ≤0,01%. Alle weiteren möglichen Elemente gelten als unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt enthält in einer bevorzugten Ausführungsform (in Flächen-%) 60 bis 85, bevorzugt 70 bis 80, Ferrit (F), 10 bis 30, bevorzugt 10 bis 20, Martensit (M), 5 bis 12, bevorzugt 7 bis 11, Restaustenit (RA) und höchstens 8, bevorzugt höchstens 3, beispielsweise 0 bis 8, Sonstige ausgewählt aus Perlit, Bainit, Zementit und/oder Karbide. Der erfindungsgemäß bevorzugte Martensitanteil von 10 bis 30 Flächen-% stellt die notwendige Festigkeit sicher, gleichzeitig ist er aber so beschränkt, dass es zu keinem Abfall der Bruchdehnung durch eine zu hohe Festigkeit kommt. Restaustenit trägt zum Erreichen der Bruchdehnung bei. Ein zu hoher Restaustenitanteil geht allerdings auf Kosten des Martensitanteils, was zu einer Festigkeitsabnahme führen würde. Die Summe der sonstigen Gefügebestandteile ist so gering, dass es zu keiner wesentlichen Beeinflussung der mechanischen Eigenschaften kommt.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft daher bevorzugt das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt, wobei es (in Flächen-%) 60 bis 85, bevorzugt 70 bis 80, Ferrit (F), 10 bis 30, bevorzugt 10 bis 20, Martensit (M), 5 bis 12, bevorzugt 7 bis 11, Restaustenit (RA) und höchstens 8, bevorzugt höchstens 3, beispielsweise 0 bis 8, Sonstige ausgewählt aus Perlit, Bainit, Zementit und/oder Karbide, enthält, wobei die Summe der vorliegenden Komponenten 100 ergibt.
  • Weiter bevorzugt betrifft die vorliegende Erfindung das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt, wobei die Zugfestigkeit Rm 580 MPa bis 710 MPa beträgt.
  • Weiter bevorzugt betrifft die vorliegende Erfindung das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt, wobei die Bruchdehnung A80 mindestens 23% beträgt.
  • Verfahren zur Bestimmung der Zugfestigkeit Rm und der Bruchdehnung A80 sind dem Fachmann an sich bekannt.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachproduktes aus einem Stahl, enthaltend (in Gew.-%):
    • 0,070 bis 0,15 C,
    • max. 0,50 Si,
    • 1,0 bis 2,0 Mn,
    • 0,6 bis 1,5 Al und
    • 0,2 bis 1,0 Cr,
    • Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,
    umfasst wenigstens die Schritte:
    1. (A) Herstellen eines warmgewalzten Bandes,
    2. (B) Haspeln des warmgewalzten Bandes, wobei das Haspeln bei einer Temperatur von 540 bis 620 °C erfolgt, und
    3. (C) Gegebenenfalls Kaltwalzen sowie anschließendes Glühen, bevorzugt in einem kontinuierlichen Durchlaufofen, mit einer optional folgenden Beschichtung.
  • Das bezüglich des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes Gesagte gilt entsprechend auch für das erfindungsgemäße Verfahren, das erfindungsgemäße Bauteil und die erfindungsgemäße Verwendung.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren umfasst als Schritt (A) das Herstellen eines warmgewalzten Bandes. Im Prinzip können erfindungsgemäß alle dem Fachmann bekannten Verfahren bzw. Verfahrensschritte eingesetzt werden, um ein warmgewalztes Band mit den oben genannten erfindungsgemäßen Legierungselementen in den entsprechenden Mengen zu erhalten.
  • Bevorzugt wird Schritt (A) durchgeführt, indem aus einem Stahl, der die oben genannte Analyse aufweist, ein entsprechendes Vorprodukt, eine Bramme oder eine Dünnbramme, aus einer Stahlschmelze vergossen wird. Das Gießen kann nach allen dem Fachmann bekannten Verfahren erfolgen.
  • Das so erhaltene Vorprodukt wird anschließend auf einer Temperatur von 1100 bis 1300 °C gehalten oder auf diese Temperatur wiedererwärmt und anschließend ggf. entzundert und vorgewalzt. Das erfindungsgemäße Erwärmen des Vorproduktes kann dabei in allen dem Fachmann bekannten Vorrichtungen erfolgen, beispielsweise in einem Hubbalken- oder Stoßofen. Beim Übergang in den eigentlichen Warmwalzschritt beträgt die Temperatur bevorzugt 1050 bis 1150 °C.
  • Das eigentliche Warmwalzen kann nach allen dem Fachmann bekannten Verfahren erfolgen. Das erfindungsgemäße Warmwalzen erfolgt bevorzugt derart, dass am Ende des Warmwalzens eine Endwalztemperatur (ET) von 820 bis 900 °C, besonders bevorzugt 840 bis 880 °C, erhalten wird. Nach dem Warmwalzen wird erfindungsgemäß bevorzugt ein Warmband mit einer Dicke von 1 bis 10 mm, bevorzugt 2 bis 7 mm, erhalten.
  • Das in Schritt (A) des erfindungsgemäßen Verfahrens erhaltene Warmband wird anschließend in Schritt (B) überführt.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft daher bevorzugt das erfindungsgemäße Verfahren, wobei Schritt (A) das Herstellen eines Vorproduktes, insbesondere einer Bramme oder einer Dünnbramme, durch Vergießen eines Stahls mit entsprechender Analyse, und Warmwalzen des erhaltenen Vorproduktes umfasst.
  • Schritt (B) des erfindungsgemäßen Verfahrens umfasst das Abkühlen des warmgewalzten Bandes von Endwalz- auf Haspeltemperatur sowie das Haspeln dieses Bandes, wobei das Haspeln bei einer Temperatur von 540 bis 620 °C erfolgt. Entscheidend ist hierbei das Einhalten der Haspeltemperatur.
  • Das Abkühlen und Haspeln gemäß Schritt (B) kann nach dem Fachmann bekannten Verfahren erfolgen, wobei beachtet werden muss, dass die Haspeltemperatur von 540 bis 620 °C eingehalten wird. Erfindungsgemäß bevorzugt erfolgt die Abkühlung von der Endwalztemperatur (ET) aus Schritt (A) auf die Haspeltemperatur (HT) an Luft und/oder mit Wasser. Dabei ist besonders bevorzugt, wenn nach Verlassen der Warmwalzstraße, d.h. nach Schritt (A), eine Haltezeit an Luft von mindestens 1 s eingehalten wird, bevor eine Wasserkühlung einsetzt. Dies führt erfindungsgemäß dazu, dass ein vorteilhafter gleichmäßiger Rekristallisationszustand im Warmband und damit verbunden gleichmäßige mechanische Eigenschaften und eine hohe Bandebenheit erhalten werden.
  • Vorliegend wurde überraschenderweise gefunden, dass das erfindungsgemäße Verfahren besonders vorteilhaft durchgeführt werden kann und ein besonders vorteilhaftes Produkt zugänglich macht, wenn in Schritt (B) die erfindungsgemäße Haspeltemperatur eingehalten wird. Eine Haspeltemperatur unterhalb des erfindungsgemäßen Bereichs führt zu einer erfindungsgemäß zu hohen Zugfestigkeit sowie zu geringen Bruchdehnung im geglühten Kaltband. Außerdem wird eine unerwünscht hohe Festigkeit des Warmbandes erhalten, was für das anschließende Kaltwalzen unvorteilhaft ist. Eine Haspeltemperatur oberhalb des erfindungsgemäßen Bereichs ruft eine erfindungsgemäß zu hohe Zugfestigkeit im geglühten Kaltband hervor. Weiterhin steigt die Gefahr von Korngrenzenoxidation und Kornvergröberung wird gefördert, die zu schlechten und/oder ungleichmäßigen mechanischen Eigenschaften beim geglühten Kaltband führen kann.
  • Besonders bevorzugt erfolgt Schritt (B) des erfindungsgemäßen Verfahrens bei einer Haspeltemperatur von 560 bis 600 °C. Die vorliegende Erfindung betrifft daher bevorzugt das erfindungsgemäße Verfahren, wobei das Haspeln bei einer Temperatur von 560 bis 600 °C erfolgt. Anschließend wird das Warmband im gehaspelten Zustand nach dem Fachmann bekannten Verfahren bis auf Raumtemperatur abgekühlt.
  • Die weiteren Verfahrensschritte sind dem Fachmann an sich bekannt. In einer bevorzugten Ausführungsform wird das erhaltene Warmband nach Schritt (B) des erfindungsgemäßen Verfahrens einem Beizschritt zugeführt.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft daher bevorzugt das erfindungsgemäße Verfahren, wobei das in Schritt (B) erhaltene Warmband einem Beizschritt zugeführt wird.
  • Verfahren zum Beizen des erfindungsgemäß erhaltenen Warmbandes sind dem Fachmann an sich bekannt. Erfindungsgemäß kann das Beizen des Bandes sowohl in einem vom anschließend bevorzugt durchgeführten Kaltwalzen getrennten Prozessschritt oder in einer mit einem Kaltwalzaggregat kombinierten Anlage durchgeführt werden.
  • Bevorzugt wird das Warmband zum Beizen durch ein dem Fachmann bekanntes Beizbecken geführt. Als Beizmittel wird erfindungsgemäß bevorzugt Schwefelsäure H2SO4, bevorzugt mit einer Konzentration von 15 bis 40 Gew.-%, beispielsweise 25 Gew.-%, oder Salzsäure HCl eingesetzt. Die Temperatur in dem erfindungsgemäßen Beizschritt beträgt bevorzugt 70 °C bis 100 °C. Der Fachmann weiß, wie die Beizzeit zu bemessen ist, wobei bei einer zu kurzen Beizzeit Zunderreste und/oder Korngrenzenoxidation auf der Bandoberfläche verbleiben und bei einer zu langen Beizzeit ein ungleichmäßiger Abtrag der Oberfläche die Folge sein kann, was zu einer schwankenden Banddicke mit ggf. unterschiedlichen mechanischen Eigenschaften führen kann.
  • Das nach dem erfindungsgemäßen Beizschritt erhaltene Warmband wird in einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens anschließend kaltgewalzt.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft daher bevorzugt das erfindungsgemäße Verfahren, wobei das nach dem Beizschritt erhaltene Warmband einem Kaltwalzschritt zugeführt wird.
  • Daher umfasst das erfindungsgemäße Verfahren bevorzugt einen Schritt (C), umfassend das Kaltwalzen sowie anschließendes Glühen, bevorzugt in einem kontinuierlichen Durchlaufofen, mit einer optional folgenden Beschichtung.
  • Erfindungsgemäß bevorzugt wird dabei mit einem Kaltwalzgrad KWG zwischen 40% und 80% gewalzt (KWG = (WB-KB)/WB*100% mit WB = Banddicke vor dem Kaltwalzen und KB = Banddicke nach dem Kaltwalzen). Erfindungsgemäß bevorzugt liegt die Dicke des Bandes nach dem Kaltwalzen (Kaltbanddicke) zwischen 0,6 mm und 3,0 mm.
  • Bevorzugt wird das Kaltband nach dem Kaltwalzen in einem kontinuierlichen Glühprozess, ggf. mit anschließender Beschichtung des Bandes (metallische Überzüge wie Zn-, Mg- oder Albasierte Beschichtungen), weiterbehandelt.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft daher bevorzugt das erfindungsgemäße Verfahren, wobei das in dem Kaltwalzschritt erhaltene Kaltband einem Glühschritt zugeführt wird.
  • Bei dem erfindungsgemäß bevorzugten Glühschritt wird das Band in einem oder mehreren Schritten auf eine Temperatur GT von 780 bis 880 °C gebracht. Die Aufheizrate auf diese Temperaturen beträgt bevorzugt bis zu 20K/s. Die Durchsatzgeschwindigkeit beträgt banddickenabhängig bevorzugt zwischen 40 und 125 m/min. Von der Durchsatzgeschwindigkeit ist erfindungsgemäß die Haltedauer im Glühofen abhängig, die bevorzugt zwischen 20 und 340 s liegt.
  • Die erfindungsgemäße Haltezeit und Haltetemperatur sollten erfindungsgemäß bevorzugt nicht unterschritten werden, damit genügend Austenit gebildet wird und die Rekristallisation sichergestellt werden kann. Dies ist zum einen bevorzugt für die Festigkeit durch die Bildung von Martensit relevant, zum anderen wird erfindungsgemäß bevorzugt stabiler Restaustenit bei Raumtemperatur benötigt, um die erforderliche Bruchdehnung erreichen zu können. Weiterhin könnte eine unvollständige Rekristallisation oder unvollständige Durchwärmung im Glühschritt insbesondere bei dickeren Abmessungen zu unterschiedlicher Gefügeausbildung über Bandbreite und Banddicke führen, was sich in unerwünschten, streuenden mechanischen Eigenschaften zeigt.
  • Bei Überschreitung der Glühtemperatur und/oder zu langsamer Fahrweise besteht die Gefahr unerwünschter Oxidbildung an der Bandoberfläche. Weiterhin kann ein grobes Korn im Gefüge die Folge sein, was zu einer Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften führen kann.
  • Nach dem Glühen erfolgt erfindungsgemäß bevorzugt eine Abkühlung des Kaltbandes auf eine Zwischentemperatur von 400 bis 530 °C, beispielsweise mit einer Abkühlrate größer 5K/s. Die Abkühlung kann in einem oder mehreren Schritten erfolgen.
  • In dem nach dem Abkühlen erreichten Temperaturbereich, bevorzugt bei 400 bis 530 °C, kann erfindungsgemäß optional eine Schmelztauchbeschichtung durchgeführt werden. Verfahren zur Schmelztauchbeschichtung sind dem Fachmann an sich bekannt. Bevorzugt werden hier Beschichtungsbäder mit einem Anteil von mindestens 75 Gew.-% Zink oder Aluminium verwendet. Nach dem Beschichten folgt eine Abkühlung auf eine Temperatur ≤ 100 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate > 5K/s, wobei diese Abkühlung ein- oder mehrschrittig ausgebildet sein kann.
  • Erfindungsgemäß bevorzugt ist, dass in einem Temperaturbereich von 680 bis 530 °C eine Abkühlrate von mindestens 5K/s und maximal 100K/s eingehalten wird. Dadurch kann die Bildung von Perlit vermieden werden, der zu einem Absenken der Festigkeit führt. Bei zu hoher Abkühlgeschwindigkeit von beispielsweise mehr als 100K/s kann ein zu hoher Anteil Martensit gebildet und die Bruchdehnung herabgesetzt werden.
  • Optional kann nach dem Beschichten ein Galvannealing-Prozess durchgeführt werden, wobei dabei eine Wiedererwärmung auf max. 650 °C erfolgt.
  • Alternativ kann das Blech erfindungsgemäß unterhalb der oben genannten Zwischentemperatur ohne eine Beschichtungsbehandlung kontinuierlich mit Abkühlgeschwindigkeiten von beispielsweise 0,1 bis 50 K/s in einem oder mehreren Schritt(en) auf Raumtemperatur abgekühlt werden. Optional ist im Anschluss an die Abkühlung auf Raumtemperatur ein elektrolytisches Beschichten möglich.
  • Des Weiteren kann das Stahlblech optional dressiert werden, wobei der Dressiergrad bevorzugt maximal 1,5% betragen sollte. Wird ein höherer Dressiergrad angewendet, kann sich erfindungsgemäß die Streckgrenze bei gleichzeitig unerwünschtem Bruchdehnungs- sowie n-Wertverlust erhöhen. Wird der optionale Dressierschritt durchgeführt, ist ein Dressiergrad von mindestens 0,3% notwendig, um eine definierte Oberflächenstruktur sicherzustellen.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft daher bevorzugt das erfindungsgemäße Verfahren, wobei Schritt (C) einen Beizschritt, einen Kaltwalzschritt, einen Glühschritt, gegebenenfalls eine Schmelztauchbeschichtung, gegebenenfalls ein elektrolytisches Beschichten und/oder einen Dressierschritt umfasst.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft auch ein Bauteil enthaltend das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt oder das Stahlflachprodukt, erhalten durch das erfindungsgemäße Verfahren. Besonders bevorzugt besteht das erfindungsgemäße Bauteil aus dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt oder aus dem Stahlflachprodukt, erhalten durch das erfindungsgemäße Verfahren. Derartige Bauteile sind bevorzugt sicherheitsrelevante Bauteile, beispielsweise Längs- und Querträger, A-Säulen oder B-Säulen.
  • Die vorliegende Erfindung betrifft auch die Verwendung eines erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes oder eines Stahlflachproduktes, erhalten durch das erfindungsgemäße Verfahren, zur Verwendung im Fahrzeugbau, bevorzugt im Karosseriebau als beispielsweise Längs- oder Querträger, A-Säulen oder B-Säulen.
    • Beispiele
  • Die nachfolgenden Ausführungsbeispiele dienen der näheren Erläuterung der Erfindung.
  • Zur Herstellung der Kaltbänder wird ein Stahl der in Tabelle 1 angegebenen Analysen zu einem Vorprodukt (Bramme) vergossen und auf eine Temperatur VT von 1100 bis 1300 °C wiedererwärmt und anschließend vorgewalzt. Zum Erwärmen von Brammen werden diese in einem Hubbalkenofen aufgeheizt. Der Eintritt in die Fertigstraße erfolgt bei einer Temperatur von 1050 bis 1150 °C.
  • In der Fertigstraße werden die Brammen in mindestens fünf Stichen auf die endgültige Warmbanddicke gewalzt. Die Endwalztemperatur ET liegt zwischen 820 und 900 °C, siehe Tabelle 2. Das Warmband mit einer Dicke gemäß Tabelle 2 wird nach dem Warmwalzen mit einer Abkühlrate von 30 - 300 K/s auf eine Haspeltemperatur HT von 540 bis 620 °C abgekühlt und anschließend gehaspelt. Die Abkühlung von ET auf HT erfolgt dabei mit Wasser. Das Warmband wird im gehaspelten Zustand an Luft bis auf Raumtemperatur abgekühlt.
  • Das Warmband wird zum Entfernen der Zunderschicht gebeizt und mit einem Kaltwalzgrad KWG zwischen 50 und 73% gewalzt. Die Kaltbanddicke liegt zwischen 0,8 und 2,8 mm, siehe Tabelle 2. Zum Beizen wird das Band durch ein Beizbecken geführt, enthaltend 25%-ige Schwefelsäure H2SO4 bei einer Temperatur von ca. 95°C.
  • Nach dem Kaltwalzen wird das Kaltband mit einem kontinuierlichen Glühprozess weiterbehandelt. Hierbei wird das Band in einem oder mehreren Schritten auf eine Temperatur GT gemäß Tabelle 2 gebracht und für eine Zeit t_Glüh auf dieser Temperatur gehalten.
  • Nach dem Glühen erfolgt eine Abkühlung auf eine Zwischentemperatur ZT gemäß Tabelle 2. Hier erfolgt optional eine Beschichtung. Von ZT ausgehend wird das Band auf eine Temperatur ≤ 100°C abgekühlt und anschließend einem Dressierwalzen (Dressiergrad D°) unterzogen.
  • In den Tabellen 1 und 2 sind für die Versuche 1 bis 32 die Legierungen der jeweils verarbeiteten Vorprodukte sowie die jeweiligen Fertigungsparameter angegeben. Die Versuche 1 bis 24 sind dabei sowohl hinsichtlich der Legierung der jeweils verarbeiteten Brammen als auch hinsichtlich der Fertigungsparameter in erfindungsgemäßer Weise durchgeführt, während bei den Versuchen 25 bis 32 entweder die Legierung oder die Fertigungsparameter nicht erfindungsgemäß sind.
  • Die Ergebnisse der mechanischen Prüfung sowie der Gefügeuntersuchungen sind in Tab. 3 dargestellt. Die Ergebnisse zeigen, dass die erfindungsgemäß durchgeführten Versuche 1 bis 24 die mechanischen Eigenschaften laut Anspruch erreichen, während bei Abweichung von der erfindungsgemäßen Legierung und/oder dem Herstellverfahren die mechanischen Eigenschaften nicht mehr erzielt werden.
    • Eigenschaften:
  • Die mechanischen Eigenschaften werden in Prüfungen an Längsproben ermittelt (DIN EN ISO 6892-1, Probenform 2 nach DIN EN ISO 6892-1, Messlänge 80 mm, Probenbreite 20 mm). Die Längsproben werden aus der Bandachse entnommen, d.h. aus einer Lage in der Mitte der Bandbreite. Die Bestimmung der n-Werte erfolgte ebenfalls gemäß DIN ISO 10275 in Verbindung mit DIN EN ISO 6892-1 als n10-20/Ag-Werte.
  • Die Angaben zu den Gefügebestandteilen beziehen sich auf Flächenprozent. Für die Bestimmung der Gefügebestandteile wird der Schliff mit alkoholischer Salpetersäure, die einen Salpetersäureanteil von 3 Vol-% enthält (sog. Nital), geätzt. Betrachtet wird hierbei die Probenlage in 1/3 bzw. 2/3 der Dicke des Stahlblechs bei 1000-facher Vergrößerung im Auflichtmikroskop. Die Bestimmung des Restaustenitgehalts erfolgt mittels Mikrodiffraktometer an demselben Längsschliff. Während der Messung beträgt die Beschleunigungsspannung 35kV und die Stromstärke 30 mA. Die untere Nachweisgrenze liegt hier bei 1% Restaustenit. Tabelle 1: Analysen der eingesetzten Stahlzusammensetzungen
    Analyse C Si Mn Al Cr P S Cu Nb Mo N Ti V Ni B A aus Gleichung (l)
    A 0,116 0,186 1,44 0,955 0,419 0,016 0,0012 0,011 0,001 0,003 0,0036 0,003 0,001 0,017 0,0002 6,2
    B 0,081 0,128 1,83 0,850 0,476 0,009 0,0008 0,020 0,001 0,003 0,0044 0,005 0,002 0,018 0,0002 4,8
    C 0,112 0,182 1,41 0,956 0,429 0,015 0,0007 0,017 0,001 0,002 0,0025 0,003 0,002 0,016 0,0002 6,1
    D 0,141 0,423 1,28 0,720 0,394 0,011 0,0030 0,019 0,002 0,003 0,0039 0,003 0,004 0,006 0,0003 5,6
    E 0,135 0,161 1,65 1,113 0,320 0,015 0,0010 0,016 0,001 0,002 0,0029 0,006 0,001 0,018 0,0002 6,1
    F 0,087 0,104 1,33 1,390 0,875 0,011 0,0012 0,015 0,001 0,002 0,0030 0,002 0,001 0,021 0,0005 8,5
    G (V) 0,131 0,190 1,52 0,830 0,541 0,013 0,0026 0,017 0,001 0,002 0,0028 0,005 0,001 0,008 0,0002 9,1
    H (V) 0,098 0,214 1,62 1,120 0,387 0,008 0,0009 0,009 0,004 0,001 0,0045 0,004 0,002 0,017 0,0001 3,1
    Alle Angaben in Gew.-%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, V bedeutet Vergleichsversuch
    Tabelle 2: Verfahrensparameter
    Analyse Nr. Warmwalzen Kaltwalzen Glühung
    VT ET HT Dicke WB KWG Dicke KB GT Geschw. t_Glüh. Abkühlrate ZT Do
    °C °C °C mm % mm °C m/min s K/s °C %
    A 1 1250 870 620 4,3 65 1,5 860 70 218 -9 500 0,7
    A 2 1250 870 600 4,3 65 1,5 860 61 96 -28 470 0,8
    A 3 1300 880 570 3,3 70 1,0 850 87 68 -43 475 0,7
    A 4 1250 860 600 5,0 50 2,5 850 45 130 -16 505 0,7
    B 5 1250 880 580 4,3 65 1,5 835 62 95 -25 475 0,7
    B 6 1175 870 570 4,5 56 2,0 865 52 113 -22 500 0,6
    B 7 1250 870 570 4,5 56 2,0 845 48 122 -21 475 0,6
    B 8 1225 870 580 4,6 50 2,3 835 43 137 -16 490 0,6
    C 9 1250 860 600 3,0 73 0,8 820 85 70 -40 450 0,8
    C 10 1300 880 580 4,6 50 2,3 870 43 137 -16 510 0,9
    C 11 1200 840 570 5,0 50 2,5 845 50 305 -7 485 0,6
    C 12 1250 860 560 5,0 50 2,5 835 43 137 -16 490 0,6
    D 13 1250 870 550 3,0 73 0,8 855 112 52 -50 475 0,6
    D 14 1250 860 570 4,3 65 1,5 855 65 91 -29 475 0,6
    D 15 1250 900 590 4,3 65 1,5 860 64 92 -30 475 0,7
    D 16 1250 850 580 4,6 50 2,3 845 40 151 -15 490 0,6
    E 17 1175 860 540 3,0 73 0,8 855 99 59 -44 480 0,6
    E 18 1250 870 580 5,0 50 2,5 840 49 312 -7 530 0,9
    E 19 1250 860 580 5,6 50 2,8 845 49 120 -18 505 0,7
    E 20 1225 910 600 4,3 65 1,5 845 64 92 -28 470 0,7
    F 21 1225 870 580 3,3 70 1,0 850 90 65 -40 465 0,7
    F 22 1300 880 540 4,3 65 1,5 830 60 98 -24 475 0,4
    F 23 1300 860 580 4,5 56 2,0 870 43 137 -19 475 0,8
    F 24 1175 860 610 5,6 50 2,8 835 40 147 -15 485 0,6
    A (V) 25 (V) 1250 880 510 4,3 65 1,5 850 77 76 -36 470 0,7
    A (V) 26 (V) 1200 870 680 4,3 65 1,5 860 75 78 -34 475 0,7
    C (V) 27 (V) 1200 880 680 4,3 65 1,5 855 77 76 -38 460 0,7
    C (V) 28 (V) 1300 880 500 4,3 65 1,5 840 77 76 -35 480 0,7
    G (V) 29 (V) 1225 860 580 5,0 50 2,5 835 62 95 -22 515 0,9
    G (V) 30 (V) 1250 870 570 4,3 65 1,5 840 62 95 -22 515 0,9
    H (V) 31 (V) 1225 860 580 4,3 65 1,5 850 62 95 -28 480 0,6
    H (V) 32 (V) 1250 880 580 5,0 50 2,5 835 53 111 -20 480 0,7
    V bedeutet Vergleichsversuch
    Tabelle 3: mechanische Eigenschaften
    Analyse Nr. Rp0,2 Rm A80 n10-20/Ag-Wert Gefüge
    MPa MPa % - F M RA Sonstige M+RA
    A 1 369 637 28 0,21 70 20 8,0 2,0 28,0
    A 2 355 609 32 0,22 75 15 8,0 2,0 23,0
    A 3 357 632 29 0,22 70 20 7,5 2,5 27,5
    A 4 354 624 30 0,20 70 20 7,5 2,5 27,5
    B 5 343 626 27 0,21 70 20 8,5 1,5 28,5
    B 6 361 625 30 0,22 70 20 9,0 1,0 29,0
    B 7 367 615 31 0,22 75 15 10,0 0,0 25,0
    B 8 360 612 30 0,22 75 15 8,5 1,5 23,5
    C 9 347 607 29 0,25 75 15 8,0 2,0 23,0
    C 10 348 613 29 0,20 75 15 8,5 1,5 23,5
    C 11 360 596 30 0,22 80 10 10,0 0,0 20,0
    C 12 347 595 32 0,22 75 15 9,0 1,0 24,0
    D 13 352 634 27 0,21 70 20 7,0 3,0 27,0
    D 14 341 628 30 0,23 70 20 9,0 1,0 29,0
    D 15 363 608 31 0,22 75 15 9,0 1,0 24,0
    D 16 376 610 31 0,21 80 10 8,0 2,0 18,0
    E 17 344 643 27 0,22 75 15 10,0 0,0 25,0
    E 18 376 648 28 0,18 70 20 7,5 2,5 27,5
    E 19 360 613 30 0,21 75 15 8,5 1,5 23,5
    E 20 354 609 31 0,21 80 10 9,5 0,5 19,5
    F 21 358 618 28 0,22 75 15 8,5 1,5 23,5
    F 22 347 613 30 0,23 80 10 7,5 2,5 17,5
    F 23 366 619 29 0,21 80 10 8,5 1,5 18,5
    F 24 365 605 31 0,21 80 10 9,0 1,0 19,0
    A (V) 25 (V) 395 718 21 0,16 60 25 9,5 5,5 34,5
    A (V) 26 (V) 351 565 30 0,21 85 5 8,5 1,5 13,5
    C (V) 27 (V) 365 572 34 0,22 80 10 6,5 3,5 16,5
    C (V) 28 (V) 335 715 19 0,17 55 35 10,0 0,0 45,0
    G (V) 25 (V) 373 730 20 0,16 55 35 8,5 1,5 43,5
    G (V) 28 (V) 386 745 18 0,16 65 25 9,5 0,5 34,5
    H (V) 29 (V) 361 559 30 0,22 80 10 6,0 4,0 16,0
    H (V) 32 (V) 357 555 29 0,22 80 10 6,5 3,5 16,5
    V bedeutet Vergleichsversuch
    • Gewerbliche Anwendbarkeit
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt kann vorteilhaft im Fahrzeugbau verwendet werden.

Claims (14)

  1. Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachproduktes aus einem Stahl, enthaltend (in Gew.-%):
    0,070 bis 0,15 C,
    max. 0,50 Si,
    1,0 bis 2,0 Mn,
    0,6 bis 1,5 Al und
    0,2 bis 1,0 Cr,
    Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen,
    umfassend wenigstens die Schritte:
    (A) Herstellen eines warmgewalzten Bandes,
    (B) Haspeln des warmgewalzten Bandes, wobei das Haspeln bei einer Temperatur von 540 bis 620 °C erfolgt, und
    (C) gegebenenfalls Kaltwalzen sowie anschließendes Glühen mit einer optional folgenden Beschichtung.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass Schritt (A) das Herstellen eines Vorproduktes, insbesondere eine Bramme oder einer Dünnbramme, durch Vergießen eines Stahls mit entsprechender Analyse, und Warmwalzen des erhaltenen Vorproduktes umfasst.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Haspeln bei einer Temperatur von 560 bis 600 °C erfolgt.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass Schritt (C) einen Beizschritt, einen Kaltwalzschritt, einen Glühschritt, gegebenenfalls eine Schmelztauchbeschichtung, gegebenenfalls ein elektrolytisches Beschichten und/ oder einen Dressierschritt umfasst.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe der Mengen an C, Si, Mn, Al und Cr 2,8 bis 3,5 Gew.-% beträgt.
  6. Stahlflachprodukt, erhältlich durch das Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5.
  7. Stahlflachprodukt, enthaltend als Legierungselemente C, Si, Mn, Al und Cr, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen, dadurch gekennzeichnet, dass die folgende Gleichung (l) erfüllt ist: 3 , 5 ≤ A ≤ 8 , 8
    Figure imgb0002
     wobei A = (74,96 + 8039,1 * C - 1498,18 * Si - 121,63 * Mn - 408,97 * Al + 1093,38 * Cr) /100
    und
    C: C-Gehalt in Gew.-%,
    Si: Si-Gehalt in Gew.-%,
    Mn: Mn-Gehalt in Gew.-%,
    Al: Al-Gehalt in Gew.-% und
    Cr: Cr-Gehalt in Gew.-% bedeuten.
  8. Stahlflachprodukt nach Anspruch 7, aus einem Stahl, enthaltend (in Gew.-%)
    0,070 bis 0,15 C,
    max. 0,50 Si,
    1,0 bis 2,0 Mn,
    0,6 bis 1,5 Al und
    0,2 bis 1,0 Cr,
    Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
  9. Stahlflachprodukt einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe der Mengen an C, Si, Mn, Al und Cr 2,8 bis 3,5 Gew.-% beträgt.
  10. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 6 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass es 60 bis 85% Flächen-% Ferrit (F), 10 bis 30% Martensit (M), 5 bis 12% Restaustenit (RA) und höchstens 8% Sonstige ausgewählt aus Perlit, Bainit, Zementit und/oder Karbide, enthält, wobei die Summe der vorliegenden Komponenten 100% ergibt.
  11. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 6 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Streckgrenze Rm 580 MPa bis 710 MPa beträgt.
  12. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 6 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Bruchdehnung A80 mindestens 23% beträgt.
  13. Bauteil enthaltend ein Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 6 bis 12.
  14. Verwendung des Stahlflachproduktes nach einem der Ansprüche 6 bis 12 im Fahrzeugbau.
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