EP3504349A1 - Verfahren zur herstellung eines höchstfesten stahlbandes mit verbesserten eigenschaften bei der weiterverarbeitung und ein derartiges stahlband - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines höchstfesten stahlbandes mit verbesserten eigenschaften bei der weiterverarbeitung und ein derartiges stahlband

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EP3504349A1
EP3504349A1 EP17757729.3A EP17757729A EP3504349A1 EP 3504349 A1 EP3504349 A1 EP 3504349A1 EP 17757729 A EP17757729 A EP 17757729A EP 3504349 A1 EP3504349 A1 EP 3504349A1
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steel strip
rolling
steel
hot
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a high-strength steel strip with improved properties during further processing and to a corresponding steel strip.
  • the invention relates to the production of a steel strip from a manganese-containing TRANS (TRANSFORMED INDUCED PLASTICITY) and / or TWIP (TWinning Induced Plasticity) steel with excellent cold and warm forging, increased resistance to hydrogen-induced delayed fracture, to hydrogen embrittlement (US Pat. hydrogen embrittlement) as well as liquid metal embrittlement during welding.
  • European Patent Application EP 2 383 353 A2 discloses a manganese-containing steel, a flat steel product of this steel and a method for producing this flat steel product.
  • the steel has a tensile strength of 900 to 1500 MPa and an elongation at break A80 of at least 4%. The highest described elongation at break A80 is 8%.
  • the steel consists of the elements (contents in percent by weight and based on the molten steel): C: up to 0.5; Mn: 4 to 12.0; Si: up to 1, 0; AI: up to 3.0; Cr: 0.1 to 4.0; Cu: up to 4.0; Ni: up to 2.0; N: up to 0.05; P: up to 0.05; S: up to 0.01; as well as residual iron and unavoidable impurities.
  • one or more elements from the group "V, Nb, Ti" are provided, the sum of the contents of these elements being at most equal to 0.5, for a Mn content of 5 and an Al content of 2 the sum is included 7.
  • the structure of this flat steel product consists of 30 to 100% martensite, tempered martensite or bainite, balance austenite, which is said to be more cost effective to produce than steel
  • a method for producing a steel flat product from the above-described high-strength manganese-containing steel comprising the following steps: - melting the above-described molten steel, - producing a starting product for subsequent hot rolling, by the molten steel to a strand, of the at least one slab or thin slab as the starting material for the Hot rolling is divided, or cast into a cast strip, which is fed as a starting product to the hot rolling, - heat treating the
  • Starting product to bring the starting material to a hot rolling starting temperature of 1 150 to 1000 ° C, - hot rolling of the starting product to a
  • Hot strip of not more than 2,5 mm thick finishing hot rolling at a hot rolling end temperature of 1050 to 800 ° C, - coiling the hot strip into a coil at a coiler temperature of ⁇ 700 ° C.
  • the hot strip can be annealed at 250 to 950 ° C, then cold rolled and annealed again at 450 to 950 ° C. Also, following the cold or
  • Corrosion protection coating or an organic coating provided.
  • TRIP steel Can convert martensite (TRIP effect).
  • the manganese content of the steel strip is 1.00 to 2.25 weight percent.
  • the steel strip is coated and dressed in a molten bath. Because of its high work hardening, the TRIP steel achieves high levels of uniform elongation and tensile strength.
  • TRIP steels u. a. in structural, chassis and crash-relevant components of vehicles, as sheet metal blanks, as well as welded blanks.
  • European patent EP 1 067 203 B1 discloses a method for producing a steel strip.
  • the thin strip is hot rolled to a degree of reduction of between 10% and 60%, acid pickled, cold rolled to a degree of reduction of between 10% and 90% and recrystallized for 1 to 2 minutes at 800 to 850 ° C.
  • Japanese Patent JP 3 317 303 B2 discloses a high-strength steel strip which has the following composition in percent by weight: C: 0.05-0.3; Si: ⁇ 0.2; Mn: 0.5-4.0: P: ⁇ 0.1; S: ⁇ 0.1; Ni: 0 - 5.0; Al: 0.1-2.0 and N ⁇ 0.01.
  • C 0.05-0.3
  • Si ⁇ 0.2
  • Mn 0.5-4.0
  • P ⁇ 0.1
  • S ⁇ 0.1
  • Ni 0 - 5.0
  • Al 0.1-2.0 and N ⁇ 0.01.
  • Si + Al 0.5; Mn + 1/3 Ni> 1, 0.
  • a melt of the above-described steel is melted. By warm forging is a
  • Test block produced with a thickness of 25 mm. This is then heated to 1250 ° C in an electric oven for one hour. Subsequently, hot rolling is carried out at 930-1,150 ° C to obtain a steel strip thickness of 5 mm. For a coiler simulation, the steel strip is immediately cooled to 500 ° C and annealed in an electric oven at this temperature for one hour.
  • the present invention based on the object to provide a method for producing a high-strength steel strip of a manganese-containing TRIP and / or TWIP steel with strengths between 1 100 and 2200 MPa, which is inexpensive and wherein the steel strip improved
  • This object is achieved by a method for producing a flat steel product, in particular using the aforementioned steel, having the features of claim 1 and by a very high strength steel strip having the features of
  • According to the invention provides a method for producing a high-strength
  • Steel strip comprising the steps of: melting a steel melt containing (in% by weight): C: 0.1 to ⁇ 0.3; Mn: 4 to ⁇ 8; AI:> 1 to 2.9; P: ⁇ 0.05; S: ⁇ 0.05; N: ⁇ 0.02; Remainder of iron, including unavoidable steel-supporting elements, with optional addition of one or more of the following elements (in
  • Weight%) Si: 0.05 to 0.7; Cr: 0.1 to 3; Mo: 0.01 to 0.9; Ti: 0.005 to 0.3; B: 0.0005 to 0.01 over the process route blast furnace steel mill or the
  • Electric arc furnace process each with optional vacuum treatment of the melt; - Pouring the molten steel to a Vorband by means of a close to the final dimension horizontal or vertical Bandg intelligentvons or casting the molten steel to a slab or thin slab by means of a horizontal or vertical slab or thin slab casting process, heating to a rolling temperature of 1050 to 1250 ° C or inline rolling from the casting heat, hot rolling the sliver or slab or slab into a hot strip having a thickness of 12 to 0.8 mm, with a rolling end temperature of 1050 to 800 ° C, - coiling of the hot strip at a temperature of more than 200 to 800 ° C, - pickling of the hot strip, - annealing of the hot strip in a continuous or discontinuous annealing at a Glow time from 1 min to 48 h and
  • Hydrogen embrittlement and liquid metal embrittlement which additionally has a TRIP and / or TWIP effect under mechanical stress.
  • Typical thickness ranges for pre-strip are 1 mm to 35 mm and for slabs and thin slabs 35 mm to 450 mm.
  • the slab or thin slab is hot rolled to a hot strip having a thickness of 12 mm to 0.8 mm, or the final near cast cast slab is hot rolled to a hot strip with a thickness of 8 mm to 0.8 mm.
  • Cold strip according to the invention has a thickness of at most 3 mm, preferably 0.1 to 1, 4 mm.
  • Hot rolling thus already takes place inline during the two-roll casting process, so that separate heating and hot rolling can optionally be dispensed with.
  • the cold rolling of the hot strip can at room temperature or advantageous at elevated temperature before the first rolling pass in one or more rolling passes take place.
  • Cold rolling at elevated temperature is advantageous to reduce rolling forces and promote the formation of twinned twins (TWIP effect).
  • Advantageous temperatures of the rolling stock before the first pass are 60 to 450 ° C.
  • the steel strip to restore sufficient forming properties is advantageous in a continuous annealing, in particular continuous annealing, advantageously at a glow time of 1 to 15 minutes and temperatures of 720 ° C to 840 ° C for annealing.
  • the steel strip is advantageously cooled to a temperature of 250 ° C to room temperature and then, if necessary, to adjust the required mechanical properties in the course of a
  • the aging treatment can advantageously be carried out in a continuous annealing plant.
  • the steel strip can be dressed after cold rolling, thereby adjusting the surface texture needed for the end use.
  • the casting can be done for example by means of the Pretex® method.
  • the steel strip thus produced receives instead of or after the electrolytic galvanizing or hot-dip galvanizing another coating on an organic or inorganic basis.
  • coatings may be, for example, organic coatings, plastic coatings or paints or otherwise
  • inorganic coatings such as iron oxide layers.
  • the steel strip produced according to the invention can be used both as a sheet metal, sheet metal section or plate or further processed to form a longitudinally welded or spiral seam welded tube.
  • the steel sheet or steel strip is particularly advantageous for further processing to a component by cold or warm forging, for example in the automotive industry, in infrastructure and mechanical engineering.
  • the steel strip with improved properties during further processing has a TRIP / TWIP effect, with a structure (in volume%) of 10 to 80% austenite, 10 to 90% martensite, remainder ferrite and bainite with a share of less than 20%.
  • at least 20% of the martensite is present as tempered martensite and optionally a proportion of> 10% of the austenite in the form of annealing or deformation twins.
  • the steel strip has a particularly fine grain with a mean grain size of the phase constituents:
  • Martensite, ferrite, bainite less than 650 nm.
  • the austenite Due to the final annealing of the cold strip produced at room temperature or at elevated temperatures, the austenite is in a metastable state and optionally with twins, whereby it partially converts to martensite under mechanical force (eg, forming) by TRIP effect.
  • the austenite part of the steel according to the invention can partially or completely convert into martensite when mechanical stresses are applied (TRIP effect).
  • the alloy according to the invention has corresponding mechanical properties
  • TWIP effect Stress also a twinning in plastic deformation on (TWIP effect). Because of the strong induced by the TRIP and / or TWIP effect
  • Hardening the steel achieved high levels of elongation at break, in particular to uniform elongation, and tensile strength.
  • Annealing can be done advantageously by means of a continuous annealing, which is much more economical compared to a Haubenglühung.
  • a steel strip produced by the process according to the invention advantageously has a yield strength Rp0.2 of 300 to 1550 MPa, a tensile strength Rm of 1100 to 2200 MPa and an elongation at break A80 of more than 4 to 41%, with high strengths tending to be associated with lower elongations at break and vice versa: Rm of more than 1 100 to 1200 MPa: Rm x A80> 25000 to 45000 MPa% Rm from over 1200 to 1400 MPa: Rm x A80> 20000 up to 42000 MPa% Rm over 1400 to 1800 MPa: Rm x A80> 10000 up to 40000 MPa% Rm over 1800 MPa: Rm x A80> 7200 up to 20000 MPa% For the elongation at break tests, a specimen A80 was used according to DIN 50 125.
  • the elongation and toughness properties are advantageously improved by the onset of TRIP and / or TWIP effect of the alloy according to the invention.
  • the steel strip produced according to the invention offers a good combination of
  • this manganese-containing manganese steel of the present invention (medium manganese steel) based on the alloying elements C, Mn, Al is very high
  • the manganese steel according to the invention is also distinguished by an increased resistance to delayed fracture and to hydrogen embrittlement and liquid metal embrittlement during welding.
  • the use of the term "bis" in the definitions of the content ranges, such as 0.01 to 1 wt .-% means that the benchmarks - in the example 0.01 and 1 - are included.
  • Alloying elements are usually added to the steel in order to specifically influence certain properties.
  • An alloying element in different steels can influence different properties. The effect and interaction generally depends strongly on the amount, the presence of other alloying elements and the dissolution state in the material.
  • Carbon C needed to form carbides, stabilizes austenite and increases strength. Higher contents of C deteriorate the welding properties and lead to the deterioration of the elongation and toughness properties, therefore, a maximum content of less than 0.3 wt% is determined. In order to achieve sufficient strength of the material, a minimum addition of 0.1 wt .-% is required.
  • Manganese Mn Stabilizes austenite, increases strength and toughness, and allows for strain-induced martensite and / or twin formation in the alloy of the present invention. Contents less than 4% by weight are insufficient to stabilize the austenite and thus worsen the elongation properties, while at contents of 8% by weight and more, the austenite is excessively stabilized and thereby the strength properties, in particular the 0.2% proof stress, be reduced. For manganese manganese according to the invention with medium
  • Aluminum Al In manganese content, a range of 4 to ⁇ 8% by weight is preferred.
  • Aluminum Al An Al content of more than 1 wt% improves strength and elongation properties, lowers specific gravity, and affects
  • Transformation behavior of the alloy according to the invention Al contents of more than 2.9% by weight deteriorate the elongation properties. Also, higher Al contents significantly worsen the casting behavior in continuous casting. This results in a higher cost when casting. Al contents of more than 1% by weight delay the precipitation of carbides in the alloy according to the invention. Therefore, a maximum content of 2.9 wt .-% and a minimum content of more than 1 wt .-% is set. Furthermore, for the sum of Mn and Al, a minimum content (in% by weight) greater than 6.5 and less than 10 should be maintained to achieve the desired
  • a content of Mn + Al of 10% by weight or more deteriorates the castability, thereby decreasing the yield and thus increasing the cost.
  • contents of Mn + Al of 6.5% by weight or less sufficient austenite stability for the desired Conversion behavior can be ensured.
  • Silicon Si The optional addition of Si at levels greater than 0.05 wt% hinders carbon diffusion, reduces specific gravity, and increases strength and elongation and toughness properties. Furthermore, an improvement in cold rollability by alloying Si could be observed. Contents of more than 0.7 wt .-% lead to embrittlement of the material and affect the hot and cold rollability and coatability
  • Chromium Cr The optional addition of Cr improves strength and reduces corrosion rate, retards ferrite and pearlite formation, and forms carbides.
  • the maximum content is set at 3% by weight, since higher contents are one
  • Efficacy Minimum Cr content is set at 0.1% by weight.
  • Molybdenum Mo acts as a carbide former, increasing strength and increasing resistance to delayed cracking and hydrogen embrittlement. Contents of Mo of more than 0.9 wt .-% worsen the
  • Phosphorus P is a trace element from iron ore and is found in iron lattice as
  • the sulfur content is limited to values less than 0.05 wt .-%.
  • Nitrogen N Is also an accompanying element of steelmaking. In the dissolved state, it improves the strength and toughness properties of steels containing more than 4 manganese by weight of manganese containing more than or equal to 4% by weight. Low Mn-alloyed steels of less than 4 wt% with free nitrogen tend to have a strong aging effect. The nitrogen diffuses at low temperatures at dislocations and blocks them. It causes an increase in strength combined with a rapid loss of toughness. A bonding of the nitrogen in the form of nitrides, for example, by alloying of aluminum or titanium possible, with particular aluminum nitrides negative on the
  • the nitrogen content is limited to less than 0.02 wt .-%.
  • Titanium Ti As a carbide former, it refines grain, improving its strength, toughness, and elongation properties while reducing intergranular corrosion. Contents of Ti exceeding 0.3% by weight deteriorate the elongation properties, therefore, a maximum content of Ti of 0.3% by weight is set. Optionally, a minimum content of 0.005 is set to bind nitrogen and advantageously precipitate Ti.
  • Boron B Delays the austenite transformation, improves the hot working properties of steels and increases the strength at room temperature. It unfolds its effect even at very low alloy contents. Contents above 0.01% by weight greatly deteriorate the elongation and toughness properties, and therefore the maximum content is set to 0.01% by weight. Optionally, a minimum level of 0.0005% by weight is set to take advantage of the strength-enhancing effect of boron.
  • alloy 1 contains in part the following elements in the listed contents in% by weight:
  • the steel strips made from the aforementioned alloy 1 were cold rolled for comparison, i. at room temperature and thus below 50 ° C, and also rolled according to the invention at 250 ° C.
  • the measured rolling forces are given below:
  • Cumulative rolling force is understood to mean adding up the rolling forces of the individual passes in order to obtain a comparable measure of the force required.
  • the rolling force was standardized to a bandwidth of 1000 mm.
  • the degree of deformation e is defined as the quotient of the change in thickness Ad of the steel strip examined by the initial thickness dO of the steel strip examined.
  • the rolling force reduction is the calculated reduction in rolling force at 250 ° C as compared with the cold rolling force.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit einem TRIP/TWIP-Effekt, welches kostengünstig ist und wobei das Stahlband verbesserte Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung, insbesondere eine gute Kombination von Festigkeits- und Umformeigenschaften, erhöhten Widerstand gegen wasserstoffinduzierte verzögerte Rissbildung, gegen Wasserstoffversprödung und gegen Flüssigmetallversprödung aufweist. Das Verfahren umfasst die folgenden Schritte: - Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis <8; AI: >1 bis 2,9; P: < 0,05; S: < 0,05; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): Si: 0,05 bis 0,7; Cr: 0,1 bis 3; Mo: 0,01 bis 0,9; Ti: 0,005 bis 0,3; B: 0,0005 bis 0,01 in einem Hochofen- oder Lichtbogenofenprozess mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze; - Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens, - Erwärmung auf eine Walztemperatur von 1050 bis 1250°C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze heraus, - Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 12 bis 0,8 mm, mit einer Walzendtemperatur von 1050 bis 800°C, - Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 200 bis 800°C, - Beizen des Warmbandes, - Glühen des Warmbandes in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 min bis 48 h und Temperaturen von 540 bis 840°C, - Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur in einem oder mehreren Walzstichen, - optionales elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken des Stahlbandes oder Aufbringen einer anderweitigen organischen oder anorganischen Beschichtung. Auch betrifft die Erfindung ein höchstfestes und kostengünstiges Stahlband mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung.

Description

Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit verbesserten
Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung und ein derartiges Stahlband
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung sowie ein entsprechendes Stahlband.
Insbesondere betrifft die Erfindung die Herstellung eines Stahlbandes aus einem manganhaltigen TRIP(TRansformation Induced Plasticity)- und/oder TWIP (TWinning Induced Plasticity)- Stahl mit hervorragender Kalt- und Halbwarmumformbarkeit, erhöhtem Widerstand gegen wasserstoffinduzierte verzögerte Rissbildung (delayed fracture), gegen Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) sowie gegen Flüssigmetallversprödung beim Schweißen. Aus der europäischen Patentanmeldung EP 2 383 353 A2 ist ein manganhaltiger Stahl, ein Stahlflachprodukt aus diesem Stahl und ein Verfahren zur Herstellung dieses Stahlflachprodukts bekannt. Der Stahl weist eine Zugfestigkeit von 900 bis 1500 MPa auf und eine Bruchdehnung A80 von mindestens 4%. Die höchste beschriebene Bruchdehnung A80 liegt bei 8%. Des Weiteren besteht der Stahl aus den Elementen (Gehalte in Gewichtsprozent und bezogen auf die Stahlschmelze): C: bis 0,5; Mn: 4 bis 12,0; Si: bis zu 1 ,0; AI: bis zu 3,0; Cr: 0,1 bis 4,0; Cu: bis zu 4,0; Ni: bis zu 2,0; N: bis zu 0,05; P: bis zu 0,05; S: bis zu 0,01 ; sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Optional sind ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe„V, Nb, Ti" vorgesehen, wobei die Summe der Gehalte dieser Elemente höchstens gleich 0,5 ist. Für einen Mn-Gehalt von 5 und einen AI-Gehalt von 2 liegt die Summe bei 7. Das Gefüge dieses Stahlflachprodukts besteht aus 30 bis 100% Martensit, angelassenem Martensit oder Bainit, Rest Austenit. Dieser Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als
hochmanganhaltige Stähle und gleichzeitig hohe Bruchdehnungswerte und damit einhergehend eine deutlich verbesserte Umformbarkeit besitzt. Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus dem vorbeschriebenen höherfesten manganhaltigen Stahl, umfasst die folgenden Arbeitsschritte: - Erschmelzen der vorbeschriebenen Stahlschmelze, - Erzeugen eines Ausgangsprodukts für ein anschließendes Warmwalzen, indem die Stahlschmelze zu einem Strang, von dem mindestens eine Bramme oder Dünnbramme als Ausgangsprodukt für das Warmwalzen abgeteilt wird, oder zu einem gegossenen Band vergossen wird, das als Ausgangsprodukt dem Warmwalzen zugeführt wird, - Wärmebehandeln des
Ausgangsprodukts, um das Ausgangsprodukt auf eine Warmwalzstarttemperatur von 1 150 bis 1000 °C zu bringen, - Warmwalzen des Ausgangsprodukts zu einem
Warmband mit einer Dicke von höchstens 2,5 mm, wobei das Warmwalzen bei einer 1050 bis 800 °C betragenden Warmwalzendtemperatur beendet wird, - Haspeln des Warmbands zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von < 700 °C. Optional kann das Warmband bei 250 bis 950°C geglüht, anschließend kaltgewalzt und wieder bei 450 bis 950°C geglüht werden. Auch wird im Anschluss an das Kalt- oder
Warmwalzen des Stahlflachprodukts, dieses mit einem metallischen
Korrosionsschutzüberzug oder einem organischen Überzug versehen.
Ferner sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 1 13 A1 bereits sogenannte TRIP-Stähle beschrieben, die ein überwiegend ferritisches Grundgefüge mit eingelagertem Restaustenit aufweisen, der während einer Umformung zu
Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Der Mangangehalt des Stahlbandes beträgt 1 ,00 bis 2,25 Gewichtsprozent. Das Stahlband wird in einem Schmelzbad beschichtet und dressiert. Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der TRIP-Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. Zum Einsatz kommen TRIP-Stähle u. a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen von Fahrzeugen, als Blechplatinen, sowie als geschweißte Platinen.
Das europäische Patent EP 1 067 203 B1 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes. Hierbei wird aus einer Stahlschmelze, die zumindest aus den Elementen (Gehalte in Gewichtsprozent) C: 0,001 bis 1 ,6; Mn: 6 bis 30; AI: bis 6; P: bis 0,2; S: bis 0,5; N: bis 0,3 sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, ein dünnes Band mit einer Dicke von 1 ,5 mm bis 10 mm gegossen. Das dünne Band wird mit einem Reduktionsgrad zwischen 10 % und 60 % warmgewalzt, säuregebeizt, mit einem Reduktionsgrad zwischen 10 % und 90 % kaltgewalzt und für 1 bis 2 min bei 800 bis 850°C rekristallisationsgeglüht.
Aus dem japanischen Patent JP 3 317 303 B2 ist ein hochfestes Stahlband bekannt, das folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist: C: 0,05 - 0,3; Si: < 0,2; Mn: 0,5 - 4,0: P: < 0,1 ; S: < 0,1 ; Ni: 0 - 5,0; AI: 0,1 - 2,0 und N < 0,01. Hierbei werden die folgenden Gleichungen erfüllt: Si + AI = 0,5; Mn + 1/3 Ni > 1 ,0. Das Gefüge enthält > 5 Volumen-% Restaustenit. In einem Vakuum-Laborofen wird eine Schmelze des vorbeschriebenen Stahls erschmolzen. Mittels Warmschmieden wird ein
Versuchsblock mit einer Dicke von 25 mm hergestellt. Dieser wird dann auf 1250°C in einem Elektroofen für eine Stunde aufgeheizt. Anschließend erfolgt ein Warmwalzen bei 930 bis 1 150°C, um eine Dicke des Stahlbandes von 5 mm zu erzielen. Für eine Haspelsimulation wird das Stahlband sofort auf 500°C abgekühlt und in einem Elektroofen bei dieser Temperatur für eine Stunde geglüht.
Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes aus einem manganhaltigen TRIP- und/oder TWIP-Stahl mit Festigkeiten zwischen 1 100 und 2200 MPa anzugeben, welches kostengünstig ist und wobei das Stahlband verbesserte
Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung, insbesondere eine gute Kombination von Festigkeits- und Umformeigenschaften, erhöhten Widerstand gegen
wasserstoffinduzierte verzögerte Rissbildung, gegen Wasserstoffversprödung und gegen Flüssigmetallversprödung aufweist. Des Weiteren soll ein höchstfestes und kostengünstiges Stahlband mit verbesserten Eigenschaften bei der
Weiterverarbeitung bereitgestellt werden. Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts, insbesondere unter Verwendung des vorgenannten Stahls, mit den Merkmalen des Anspruchs 1 und durch ein höchstfestes Stahlband mit den Merkmalen des
Anspruchs 10 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den
Unteransprüchen angegeben.
Erfindungsgemäß liefert ein Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten
Stahlbandes, umfassend die Schritte: - Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 8; AI: >1 bis 2,9; P: < 0,05; S: < 0,05; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in
Gewichts-%): Si: 0,05 bis 0,7; Cr: 0,1 bis 3; Mo: 0,01 bis 0,9; Ti: 0,005 bis 0,3; B: 0,0005 bis 0,01 über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder den
Lichtbogenofenprozess jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze; - Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens, - Erwärmung auf eine Walztemperatur von 1050 bis 1250°C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze heraus, - Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 12 bis 0,8 mm, mit einer Walzendtemperatur von 1050 bis 800°C, - Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 200 bis 800°C, - Beizen des Warmbandes, - Glühen des Warmbandes in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 min bis 48 h und
Temperaturen von 540 °C bis 840 °C, - Kaltwalzen des Warmbandes bei
Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur in einem oder mehreren Walzstichen, - optionales elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken des Stahlbandes, ein kostengünstig hergestelltes Stahlband mit einer Festigkeit von 1 100 bis 2200 MPa, einer guten Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften, sowie einem erhöhten Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung, gegen
Wasserstoffversprödung und gegen Flüssigmetallversprödung, welches zusätzlich bei mechanischer Beanspruchung einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt aufweist.
Übliche Dickenbereiche für Vorband sind 1 mm bis 35 mm sowie für Brammen und Dünnbrammen 35 mm bis 450 mm. Vorzugsweise ist vorgesehen, dass die Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 12 mm bis 0,8 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 8 mm bis 0,8 mm warmgewalzt wird. Das
erfindungsgemäße Kaltband hat eine Dicke von höchstens 3 mm, vorzugsweise 0,1 bis 1 ,4 mm.
Im Zusammenhang mit dem vorstehenden erfindungsgemäßen Verfahren wird ein endabmessungsnah mit dem Zwei-Rollen Gießverfahren erzeugtes Vorband mit einer Dicke von kleiner gleich 3 mm, vorzugsweise 1 mm bis 3 mm, bereits als Warmband verstanden. Das so als Warmband produzierte Vorband weist, bedingt durch die eingebrachte Umformung der beiden gegenläufigen Walzen, keine 100%-
Gussstruktur auf. Ein Warmwalzen findet somit bereits inline während des Zwei- Rollen-Gießverfahrens statt, so dass ein separates Erwärmen und Warmwalzen optional entfallen kann. Das Kaltwalzen des Warmbandes kann bei Raumtemperatur oder vorteilhaft bei erhöhter Temperatur vor dem ersten Walzstich in einem oder mehreren Walzstichen stattfinden.
Das Kaltwalzen bei erhöhter Temperatur ist vorteilhaft, um die Walzkräfte zu reduzieren und die Bildung von Verformungszwillingen (TWIP-Effekt) zu begünstigen. Vorteilhafte Temperaturen des Walzgutes vor dem ersten Walzstich betragen 60 bis 450°C.
Erfolgt das Kaltwalzen in mehreren Walzstichen ist es vorteilhaft, das Stahlband zwischen den Walzstichen auf eine Temperatur von 60 bis 450°C zwischen zu erwärmen bzw. herunter zu kühlen, da der TWIP-Effekt in diesem Bereich besonders vorteilhaft zum Tragen kommt. Je nach Walzgeschwindigkeit und Umformgrad kann sowohl ein Zwischenerwärmen, bspw. bei sehr niedrigen Umformgraden und
Walzgeschwindigkeiten, als auch eine zusätzliche Kühlung, bedingt durch die Erwärmung des Werkstoffs bei schnellem Walzen und hohen Umformgraden, vorgenommen werden.
Nach einem Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur ist das Stahlband zur Wiederherstellung ausreichender Umformeigenschaften vorteilhaft in einer kontinuierlichen Glühanlage, insbesondere Durchlaufglühanlage, vorteilhaft bei einer Glühzeit von 1 bis 15 min und Temperaturen von 720 °C bis 840 °C zu Glühen.
Optional kann eine Glühung mittels diskontinuierlicher Glühanlage bei einer
Temperatur von 550 °C bis 820 °C und einer Glühzeit von 30 min bis 48 h erfolgen. Falls zur Erzielung bestimmter Werkstoffeigenschaften erforderlich, kann dieser Glühvorgang auch bei dem bei erhöhter Temperatur gewalzten Stahlband erfolgen.
Nach der Glühbehandlung wird das Stahlband vorteilhaft auf eine Temperatur von 250°C bis Raumtemperatur abgekühlt und anschließend, falls erforderlich, zur Einstellung der geforderten mechanischen Eigenschaften, im Zuge einer
Alterungsbehandlung, auf eine Temperatur von 300 bis 450°C wieder aufgeheizt, bei dieser Temperatur für bis zu 5 min gehalten und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Alterungsbehandlung kann vorteilhaft in einer Durchlaufglühanlage durchgeführt werden.
Falls erforderlich, kann das Stahlband nach dem Kaltwalzen dressiert werden, wodurch die für die Endanwendung benötigte Oberflächenstruktur eingestellt wird. Das Dressieren kann beispielsweise mittels des Pretex®-Verfahrens erfolgen.
In einer vorteilhaften Weiterbildung erhält das so hergestellte Stahlband anstelle oder nach dem elektrolytischen Verzinken oder Feuerverzinken eine weitere Beschichtung auf organischer oder anorganischer Basis. Dies können zum Beispiel organische Beschichtungen, Kunststoffbeschichtungen oder Lacke oder anderweitige
anorganische Beschichtungen wie beispielsweise Eisenoxidschichten sein.
Das erfindungsgemäß hergestellte Stahlband kann sowohl als Blech, Blechabschnitt oder Platine verwendet oder zu einem längs- oder spiralnaht geschweißtem Rohr weiterverarbeitet werden.
Weiterhin eignet sich das Stahlblech oder Stahlband besonders vorteilhaft für die Weiterverarbeitung zu einem Bauteil mittels Kalt- oder Halbwarmumformung zum Beispiel in der Automobilindustrie, im Infrastrukturbau und Maschinenbau.
Das Stahlband mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung weist einen TRIP/TWIP-Effekt auf, mit einem Gefüge (in Volumen-%) aus 10 bis 80% Austenit, 10 bis 90% Martensit, Rest Ferrit und Bainit mit einem Anteil von zusammen weniger als 20%. Hierbei liegt ein Anteil von mindestens 20 % des Martensits als angelassener Martensit und optional ein Anteil von > 10 % des Austenits in Form von Glüh- oder Verformungszwillingen vor.
Durch die erfindungsgemäßen Glühbehandlungen weist das Stahlband ein besonders feines Korn mit einer mittleren Korngröße der Phasenbestandteile auf:
- Austenit: weniger als 500 nm
- Martensit, Ferrit, Bainit: weniger als 650 nm.
Aufgrund der abschließenden Glühung des bei Raumtemperatur bzw. des bei erhöhten Temperaturen erzeugten Kaltbandes, liegt der Austenit in metastabilem Zustand und optional mit Verfomungszwillingen vor, wodurch er bei mechanischer Krafteinwirkung (bspw. Umformung) per TRIP-Effekt teilweise in Martensit umwandelt.
Der Austenitanteil des erfindungsgemäßen Stahles kann bei Anliegen mechanischer Spannungen teilweise oder vollständig in Martensit umwandeln (TRIP-Effekt). Die erfindungsgemäße Legierung weist bei entsprechender mechanischer
Beanspruchung zudem eine Zwillingsbildung bei plastischer Verformung auf (TWIP- Effekt). Wegen der durch den TRIP und/oder TWIP-Effekt induzierten starken
Kaltverfestigung erreicht der Stahl hohe Werte an Bruchdehnung, insbesondere an Gleichmaßdehnung, und Zugfestigkeit.
Der erfindungsgemäße Stahl kann dann besonders vorteilhaft mittels
Halbwarmumformen bei 60 bis 450°C umgeformt werden, da die Austenitstabilität bei diesen Temperaturen eine Umwandlung von Austenit in Martensit (TRIP-Effekt) zumindest teilweise unterdrückt, wobei 50 bis 100 % des Ausgangsaustenits erhalten bleiben und optional teilweise in Verformungszwillinge umwandeln (TWIP-Effekt). Die Verformungszwillinge können bei Raumtemperatur unter Aufwendung weiterer Energie in Martensit umwandeln (TRIP-Effekt, erhöhtes Energieaufnahmevermögen bspw. im Crash-Fall). Die verbliebene Restdehnung bis zum Bauteilversagen ist beim Halbwarmumformen im Vergleich zum Kaltumformen deutlich erhöht. Des Weiteren bewirkt die Verhinderung des TRIP-Effekts beim Halbwarmumformen eine deutliche Verbesserung gegenüber unerwünschten wasserstoffinduzierten Einflüssen
(verzögerte Rissbildung, Wasserstoffversprödung). Auch bewirkt das
Halbwarmumformen vorteilhaft eine Anhebung der 0,2 % Dehngrenze des
umgeformten Materials, wodurch beispielsweise die Blechdicke vorteilhaft reduziert werden könnte.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lässt sich ein sehr kostengünstiges Stahlband erzeugen mit einem Legierungskonzept, bei dem neben Eisen nur die Elemente Kohlenstoff, Mangan und Aluminium erforderlich sind. Die erforderliche
Glühbehandlung kann vorteilhaft mittels einer Durchlaufglühung erfolgen, was gegenüber einer Haubenglühung deutlich wirtschaftlicher ist. Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Stahlband weist vorteilhaft eine Dehngrenze Rp0,2 von 300 bis 1550 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 1 100 bis 2200 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mehr als 4 bis 41 % auf, wobei hohen Festigkeiten tendenziell niedrigere Bruchdehnungen zuzuordnen sind und umgekehrt: - Rm von über 1 100 bis 1200 MPa: Rm x A80 > 25000 bis zu 45000 MPa% Rm von über 1200 bis 1400 MPa: Rm x A80 > 20000 bis zu 42000 MPa% Rm von über 1400 bis 1800 MPa: Rm x A80 > 10000 bis zu 40000 MPa% Rm von über 1800 MPa: Rm x A80 > 7200 bis zu 20000 MPa% Für die Bruchdehnungsuntersuchungen wurde gemäß DIN 50 125 ein Probekörper A80 verwendet.
Die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften werden dabei vorteilhaft durch den einsetzenden TRIP- und/oder TWIP-Effekt der erfindungsgemäßen Legierung verbessert.
Das erfindungsgemäß erzeugte Stahlband bietet eine gute Kombination von
Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften. Außerdem ist die Herstellung dieses erfindungsgemäßen Manganstahls mit mittlerem Mangangehalt (medium manganese steel) auf der Basis der Legierungselemente C, Mn, AI sehr
kostengünstig.
Aufgrund des erhöhten AI-Gehalts weist der Stahl eine geringere spezifische Dichte im Vergleich zu anderen, niedrig AI-legierten Manganstählen mit mittleren
Mangangehalten auf. Der erfindungsgemäße Manganstahl zeichnet sich außerdem durch einen erhöhten Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung (delayed fracture) und gegenüber Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) und Flüssigmetallversprödung beim Schweißen aus. Die Verwendung des Begriffs„bis" in den Definitionen der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 bis 1 Gew.-%, bedeutet, dass die Eckwerte - im Beispiel 0,01 und 1 - mit eingeschlossen sind.
Legierungselemente 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 und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die
Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher eingegangen werden. Nachfolgend werden die positiven Effekte der erfindungsgemäß verwendeten Legierungselemente beschrieben.
Kohlenstoff C: Wird benötigt zur Bildung von Karbiden, stabilisiert den Austenit und erhöht die Festigkeit. Höhere Gehalte an C verschlechtern die Schweißeigenschaften und führen zur Verschlechterung der Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein maximaler Gehalt von weniger als 0,3 Gew.-% festgelegt wird. Um eine ausreichende Festigkeit des Werkstoffs zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,1 Gew.-% erforderlich.
Mangan Mn: Stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte kleiner 4 Gew.-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von 8 Gew.-% und mehr der Austenit zu stark stabilisiert wird und dadurch die Festigkeitseigenschaften, insbesondere die 0,2 % Dehngrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren
Mangangehalten wird ein Bereich von 4 bis < 8 Gew.-% bevorzugt. Aluminium AI: Ein AI-Gehalt von größer 1 Gew.-% verbessert die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, senkt die spezifische Dichte und beeinflusst das
Umwandlungsverhalten der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte an AI von mehr als 2,9 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Auch verschlechtern höhere AI-Gehalte das Gießverhalten im Strangguss deutlich. Hierdurch entsteht ein höherer Aufwand beim Vergießen. AI-Gehalte von mehr als 1 Gew.-% verzögern die Ausscheidung von Karbiden in der erfindungsgemäßen Legierung. Daher wird ein maximaler Gehalt von 2,9 Gew.-% und ein minimaler Gehalt von mehr als 1 Gew.-% festgelegt. Des Weiteren sollte für die Summe aus Mn und AI ein Mindestgehalt (in Gew.-%) von mehr als 6,5 und weniger als 10 eingehalten werden, um das gewünschte
Umwandlungsverhalten sicherstellen zu können. Ein Gehalt an Mn + AI von 10 Gew.- % und mehr verschlechtert die Gießbarkeit, verringert damit das Ausbringen und erhöht somit die Kosten. Bei Gehalten von Mn + AI von 6,5 Gew.-% oder weniger kann keine ausreichende Austenitstabilität für das gewünschte Umwandlungsverhalten sichergestellt werden.
Silizium Si: Die optionale Zugabe von Si in Gehalten von mehr als 0,05 Gew.-% behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Des Weiteren konnte eine Verbesserung der Kaltwalzbarkeit durch Zulegieren von Si beobachtet werden. Gehalte von mehr als 0,7 Gew.-% führen zu einer Versprödung des Werkstoffs und beeinflussen die Warm- und Kaltwalzbarkeit sowie die Beschichtbarkeit
beispielsweise durch Verzinken negativ. Daher wird ein maximaler Gehalt von 0,7 Gew.-% und ein minimaler Gehalt von 0,05 Gew.-% festgelegt.
Chrom Cr: Die optionale Zugabe von Cr verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit 3 Gew.-% festgelegt, da höhere Gehalte eine
Verschlechterung der Dehnungseigenschaften zur Folge haben. Ein für die
Wirksamkeit minimaler Cr-Gehalt wird mit 0,1 Gew.-% festgelegt.
Molybdän Mo: Die optionale Zugabe von Mo wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung. Gehalte an Mo von über 0,9 Gew.-% verschlechtern die
Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,9 Gew.-% und ein für eine ausreichende Wirksamkeit erforderlicher Minimalgehalt von 0,01 Gew.-% festgelegt wird. 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 in der Regel versucht, den
Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark seigerungsanfällig ist und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen können Risse entlang der Korngrenzen beim Warmwalzen auftreten. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten um bis zu 300 °C herauf. Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf werte kleiner 0,05 Gew.-% begrenzt. Schwefel S: Ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt, wodurch die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften
verschlechtert werden. Es wird daher versucht, möglichst geringe Mengen an
Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefentschwefelung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf Werte kleiner 0,05 Gew.-% begrenzt.
Stickstoff N: Ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Er verbessert im gelösten Zustand bei höher manganhaltigen Stählen mit größer oder gleich 4 Gew.-% Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-Iegierte Stähle mit weniger als 4 Gew.-% mit freiem Stickstoff neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist beispielsweise durch Zulegieren von Aluminium oder Titan möglich, wobei sich insbesondere Aluminiumnitride negativ auf die
Umformeigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung auswirken. Aus
vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf weniger als 0,02 Gew.-% begrenzt.
Titan Ti: Wirkt als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden und vermindert die interkristalline Korrosion. Gehalte an Ti von über 0,3 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximagehalt an Ti von 0,3 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,005 festgelegt, um Stickstoff abzubinden und Ti vorteilhaft auszuscheiden.
Bor B: Verzögert die Austenitumwandlung, verbessert die Warmumformeigenschaften von Stählen und erhöht die Festigkeit bei Raumtemperatur. Es entfaltet seine Wirkung bereits bei sehr geringen Legierungsgehalten. Gehalte oberhalb 0,01 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften stark, weshalb der Maximalgehalt auf 0,01 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,0005 Gewichts-% festgelegt, um die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft zu nutzen. Zur Untersuchung der mechanischen Eigenschaften von erfindungsgemäß hergestellten Stahlbändern aus einer beispielhaften Legierung 1 wurden Versuche durchgeführt. Die Legierung 1 enthält neben Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen auszugsweise die folgenden Elemente in den aufgeführten Gehalten in Gew.-%:
Die aus der vorgenannten Legierung 1 hergestellten Stahlbänder wurden zum Vergleich kaltgewalzt, d.h. bei Raumtemperatur und somit unter 50°C, und auch erfindungsgemäß bei 250°C gewalzt. Die gemessenen Walzkräfte sind nachfolgend angegeben:
Unter kumulierter Walzkraft wird das Aufaddieren der Walzkräfte der einzelnen Stiche verstanden, um ein vergleichbares Maß für den Kraftaufwand zu erhalten. Die Walzkraft wurde auf eine Bandbreite von 1000 mm normiert. Der Umformgrad e ist definiert als Quotient der Dickenänderung Ad des untersuchten Stahlbandes durch die Anfangsdicke dO des untersuchten Stahlbandes. Die Walzkraftreduktion ist die errechnete Verringerung der Walzkraft bei 250 °C im Vergleich mit der Walzkraft beim Kaltwalzen.
Auch wurde die Bruchdehnung A80 bestimmt:
Legierung Rp0,2 [MPa] Rm [MPa] Bruchdehnung A80
[%]
Leg. 1 1000 1250 18
halbwarmgewalzt
250°C Leg. 1 Vergleich 400 1 180 18
kaltgewalzt und
geglüht
(720°C_10min)
Die Dehnungskennwerte stehen für die Dehnung in Walzrichtung. Zu erkennen ist eine deutliche Erhöhung der Dehngrenze bei gleicher Bruchdehnung.

Claims

Patentansprüche
1 . Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit einem TRIP/TWIP- Effekt, umfassend die Schritte:
- Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis <8; AI: >1 bis 2,9; P: < 0,05; S: < 0,05; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): Si: 0,05 bis 0,7; Cr: 0,1 bis 3; Mo: 0,01 bis 0,9; Ti: 0,005 bis 0,3; B: 0,0005 bis 0,01 in einem Hochofen- oder Lichtbogenofenprozess mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze;
- Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines
endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
- Erwärmung auf eine Walztemperatur von 1050 bis 1250°C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze heraus,
- Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 12 bis 0,8 mm, mit einer Walzendtemperatur von 1050 bis 800°C,
- Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 200 bis 800°C,
- Beizen des Warmbandes,
- Glühen des Warmbandes in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlichen
Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 min bis 48 h und Temperaturen von 540 bis 840°C,
- Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur in einem oder mehreren Walzstichen,
- optionales elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken des Stahlbandes oder Aufbringen einer anderweitigen organischen oder anorganischen Beschichtung.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltwalzen bei einer Temperatur von 60 bis 450°C erfolgt.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass beim Kaltwalzen in mehreren Walzstichen wahlweise eine Zwischenerwärmung oder Kühlung des Stahlbandes auf eine Temperatur von 60 bis 450°C zwischen den Walzstichen erfolgt.
4. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass nach einem Kaltwalzen bei Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur, das Stahlband in einer kontinuierlichen Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 bis 15 min und Temperaturen von 720 °C bis 840 °C oder mittels diskontinuierlicher Glühanlage bei einer Glühzeit von 30 min bis 48 h und Temperaturen von 550 °C bis 820 °C geglüht wird.
5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband nach der Glühbehandlung auf eine Temperatur von unter 250°C bis Raumtemperatur abgekühlt und anschließend auf eine Temperatur von 300 bis 450°C wieder aufgeheizt, bei dieser Temperatur für bis zu 5 min gehalten und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
6. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband nach dem Kaltwalzen dressiert wird.
7. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband nach dem elektrolytischen Verzinken oder Feuerverzinken eine weitere Beschichtung auf organischer oder anorganischer Basis erhält.
8. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband mittels Kalt- oder Halbwarmumformung zu einem Bauteil weiterverarbeitet wird.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die
Halbwarmumformung bei einer Temperatur von 60 bis 450°C stattfindet.
10. Höchstfestes Stahlband mit einem TRI P/TW IP-Effekt, mit einer
Legierungszusammensetzung, enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis <8; AI: >1 bis 2,9; P: < 0,05; S: < 0,05; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich
unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): Si: 0,05 bis 0,7; Cr: 0,1 bis 3; Mo: 0,01 bis 0,9; Ti: 0,005 bis 0,3; B: 0,0005 bis 0,01 und einem Gefüge (in
Volumen-%) bestehend aus 10 bis 80% Austenit, 10 bis 90% Martensit, Rest Ferrit und Bainit mit einem Anteil von zusammen weniger als 20%.
1 1. Höchstfestes Stahlband nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe der Gehalte an Mn und AI (in Gewichts-%) folgender Anforderung genügt: 6,5 < Mn+AI < 10.
12. Höchstfestes Stahlband nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass ein Anteil von mindestens 20 % des Martensits als angelassener Martensit vorliegt.
13. Höchstfestes Stahlband nach mindestens einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass ein Anteil von > 10 % des Austenits in Form von Glühoder Verformungszwillingen vorliegt.
14. Höchstfestes Stahlband nach mindestens einem der Ansprüche 10 bis 13, aufweisend eine mittlere Korngröße der Phasenbestandteile:
- Austenit: weniger als 500 nm
- Martensit, Ferrit, Bainit: weniger als 650 nm.
15. Höchstfestes Stahlband nach mindestens einem der Ansprüche 10 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl eine Zugfestigkeit Rm von 1 100 bis
2200 MPa, eine 0,2 % Dehngrenze Rp0,2 von 300 bis 1550 MPa und eine
Bruchdehnung A80 von mehr als 4 bis 41 % aufweist.
16. Höchstfestes Stahlband nach mindestens einem der Ansprüche 10 bis 15, gekennzeichnet durch folgende Abhängigkeiten von Zugfestigkeit Rm in MPa und Bruchdehnung A80 in %:
Rm von über 1 100 bis 1200 MPa Rm x A80 > 25000 bis zu 45000 MPa%
Rm von über 1200 bis 1400 MPa Rm x A80 > 20000 bis zu 42000 MPa%
Rm von über 1400 bis 1800 MPa Rm x A80 > 10000 bis zu 40000 MPa%
Rm von über 1800 MPa: Rm x A80 > 7200 bis zu 20000 MPa%
17. Höchstfestes Stahlband nach mindestens einem der Ansprüche 10 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass das verzinkte Stahlband auf dem Verzinkungsüberzug eine weitere metallische, anorganische oder organische Beschichtung aufweist.
18. Höchstfestes Stahlband nach den Ansprüchen 10 bis 17, hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 9.
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