EP3512968B1 - Verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts aus einem manganhaltigen stahl und ein derartiges stahlflachprodukt - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts aus einem manganhaltigen stahl und ein derartiges stahlflachprodukt Download PDF

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EP3512968B1
EP3512968B1 EP17768090.7A EP17768090A EP3512968B1 EP 3512968 B1 EP3512968 B1 EP 3512968B1 EP 17768090 A EP17768090 A EP 17768090A EP 3512968 B1 EP3512968 B1 EP 3512968B1
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a flat steel product from a medium-manganese steel with a TRIP / TWIP effect, and a use for a flat steel product produced by this method.
  • a flat steel product made from a manganese-containing steel which has a tensile strength of 900 to 1500 MPa and consists of the following elements (contents in percent by weight and based on the steel melt): 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 plus the remainder 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.
  • This steel is said to be characterized by the fact that it is more cost-effective to manufacture than steels with a high manganese content and at the same time has high elongation at break and, as a result, significantly improved formability.
  • TRIP steels have already been described, which have a predominantly ferritic basic structure with embedded retained austenite, which can convert to martensite during forming (TRIP effect). Because of its strong work hardening, TRIP steel achieves high values of uniform elongation and tensile strength. TRIP steels are suitable for use in structural, chassis and crash-relevant components of vehicles, as sheet metal blanks and as welded blanks.
  • German patent application DE 10 2015 111 866 A1 discloses a formable lightweight steel with a manganese content of 3 to 30% by weight and TRIP / TWIP properties, which is obtained by adding up to 0.8% by weight of antimony (Sb) and targeted heat treatment at 480 to 770 ° C exhibits improved material properties for 1 minute to 48 hours.
  • this steel has, in addition to improved tensile strength and elongation at break, increased resistance to hydrogen-induced cracking and hydrogen embrittlement.
  • This forming process with high elongation should have the advantage that, despite the high strength values, a plasticity reserve is retained, which enables subsequent final shaping into a finished component using conventional forming technology.
  • the steels selected for this are characterized by an Mn content in% by weight of 10 to 30.
  • Such high-manganese alloyed steels are more costly than medium-manganese steels due to their high alloying element content.
  • the present invention is based on the object of creating a method for producing a flat steel product from a steel with medium manganese content, and a use for a flat steel product produced by this method, which is achieved by improving the yield point while maintaining a sufficient residual deformability of the flat steel product produced distinguish.
  • a method for producing a flat steel product from a medium-manganese steel with a manganese content of 4 to 12, preferably greater than 5 to less than 10, wt .-% and with TRIP / TWIP effect comprising the steps: Cold strip, - Annealing the cold-rolled hot or cold strip at 500 to 840 ° C for 1 min. To 24 h, - Rerolling or skin-passing the annealed hot or cold strip to a flat steel product with a degree of deformation between 0.3% and 60% and with a yield point that is at least 50 MPa higher than that achieved before re-rolling or skin-passing, so that the re-rolling or skin-passing of the flat steel product increases its yield point.
  • the degree of deformation is usually related to the thickness direction of the flat steel product. By increasing the yield point, this flat steel product can be converted into optimized components with lower Sheet thickness can be produced.
  • the rerolling or skin passage causes a partial conversion of the metastable austenite of the annealed hot or cold strip into deformation twins (TWIP effect) and martensite (TRIP effect), whereby at least 3% of the austenite has to be converted into martensite and at least a proportion of 10% of the austenite is retained as a face-centered cubic phase.
  • the annealed hot or cold strip is re-rolled with a degree of deformation between 10 to 40%.
  • the annealed hot or cold strip is passaged with a degree of deformation between 0.6 and 2.2%.
  • the annealed hot or cold strip is re-rolled or skin-pass at a temperature of 0 to 400 ° C.
  • deformation twins are formed (TWIP effect) which, analogous to the dislocation density of other types of steel, increase the yield strength and / or yield strength.
  • the flat steel product has a tensile strength of greater than 1300 MPa and an elongation at break A80 of greater than 3%.
  • the hot or cold strip is cold-rolled with a first rolling pass at a temperature of the hot or cold strip from 60 ° C to below Ac3, preferably from 60 ° C to 450 ° C.
  • the hot or cold strip is then intermediately heated or intermediately cooled between the further rolling passes following the first rolling pass to temperatures from 60 ° C to below Ac3, preferably from 60 ° C to 450 ° C.
  • the increase in temperature before the first rolling pass there is also a reduction in the required forming forces.
  • An increase in the residual deformability of the cold-rolled hot or cold strip with tensile strengths of greater than 800 MPa to 2000 MPa with elongations at break of greater than 3% is brought about in the most heavily formed areas.
  • the hot or cold strip can be preheated for a coil or unwound strip or sheet material.
  • Cold rolling with preheating of the hot or cold strip prior to the first forming step converts metastable austenite into martensite (TRIP effect) during the rolling process. completely or partially suppressed, whereby deformation twins (TWIP effect) can form in the austenite. This results in an advantageous reduction in the rolling forces and increases the overall formability.
  • deformation twins are specifically introduced, which further convert to martensite at room temperature and thus increase the energy absorption capacity and allow a higher degree of deformation.
  • the flat steel product mentioned is to be understood as meaning cold re-rolled heavy plate, hot and / or cold strip.
  • This flat steel product made from the medium-manganese-containing TRIP (TRansformation Induced Plasticity) and / or TWIP (TWinning Induced Plasticity) steel has excellent cold and warm formability, increased resistance to hydrogen-induced delayed fracture, and hydrogen embrittlement. as well as against liquid metal embrittlement when welding in the galvanized state.
  • the usual thickness ranges for pre-strip are 1 mm to 35 mm and for slabs and thin slabs 35 mm to 450 mm. It is preferably provided that the slab or thin slab is hot rolled into a hot strip with a thickness of 20 mm to 0.8 mm or the pre-strip cast close to its final dimensions is hot rolled into a hot strip with a thickness of 8 mm to 0.8 mm.
  • the cold strip has a thickness of usually less than 3 mm, preferably 0.1 to 1.4 mm.
  • a pre-strip produced near net dimensions using the two-roll casting method with a thickness of less than or equal to 3 mm, preferably 1 mm to 3 mm, is already understood as hot strip.
  • the pre-strip produced in this way as hot strip does not have a cast structure due to the reshaping of the two counter-rotating rolls. Hot rolling thus already takes place inline during the two-roll casting process, so that separate heating and hot rolling can optionally be omitted.
  • the cold rolling of the hot strip can take place at room temperature or advantageously at an elevated temperature with heating before the first rolling pass and / or heating in a further or between several rolling passes.
  • Cold rolling at elevated temperatures is advantageous in order to reduce the rolling forces and to promote the formation of deformation twins (TWIP effect).
  • Advantageous temperatures of the rolling stock before the first rolling pass are 60 ° C to below the Ac3 temperature, preferably 60 to 450 ° C.
  • the cold rolling takes place in several rolling passes, it is advantageous to temporarily heat or cool the steel strip between the rolling passes to a temperature of 60 ° C to below Ac3 temperature, preferably 60 ° C to 450 ° C, since the TWIP effect in this area particularly advantageous for Carry comes.
  • both intermediate heating e.g. at very low degrees of deformation and rolling speeds, as well as additional cooling, due to the heating of the material during fast rolling and high degrees of deformation, can be carried out.
  • the steel strip After cold rolling the hot strip at room temperature, the steel strip should be annealed in a continuous annealing plant, hood annealing plant or other continuous or discontinuous annealing plant with an annealing time of 1 min. To 24 h and temperatures of 500 to 840 ° C to restore sufficient forming properties. If necessary to achieve certain material properties, this annealing process can also be carried out with the steel strip rolled at an elevated temperature.
  • the steel strip is advantageously cooled to a temperature of 250 ° C to room temperature and then, if necessary, to set the required mechanical properties, in the course of an aging treatment, heated again to a temperature of 300 to 450 ° C at this temperature held for up to 5 minutes and then cooled to room temperature.
  • the aging treatment can advantageously be carried out in a continuous annealing plant.
  • the flat steel product produced in this way can optionally be electrolytically galvanized or hot-dip galvanized.
  • the steel strip produced in this way receives a coating on an organic or inorganic basis instead of or after electrolytic galvanizing or hot-dip galvanizing.
  • These can be, for example, organic coatings, plastic coatings or lacquers or other inorganic coatings such as iron oxide layers.
  • a component manufactured according to the above-described method can advantageously be used in motor vehicle construction, rail vehicle construction, shipbuilding, plant construction, infrastructure construction, in aerospace, domestic appliance technology and in welded blanks (tailored welded blanks).
  • a flat steel product produced by the process according to the invention advantageously has a yield strength Rp0.2 of 300 to 1350 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 from over 1100 to 1200 MPa: Rm x A80 ⁇ 25,000 up to 45,000 - Rm from over 1200 to 1400 MPa: Rm x A80 ⁇ 20,000 up to 42,000 - Rm from over 1400 to 1800 MPa: Rm x A80 ⁇ 10,000 up to 40,000 - Rm of over 1800 MPa: Rm x A80 ⁇ 7200 up to 20000
  • specimen form 2 with an initial gauge length of A80 was used in accordance with DIN 50 125.
  • Alloy elements are usually added to steel in order to specifically influence certain properties.
  • An alloy element can influence different properties in different steels. The effect and interaction generally depends heavily on the amount, the presence of other alloying elements and the state of solution in the material. The relationships are varied and complex. In the following, the effect of the alloying elements in the alloy according to the invention will be discussed in more detail. The positive effects of the alloying elements used according to the invention are described below.
  • Carbon C Is required for the formation of carbides, stabilizes the austenite and increases the strength. Higher contents of C worsen the welding properties and lead to a deterioration in the elongation and toughness properties, which is why a maximum content of 0.9% by weight, preferably 0.35% by weight, is specified. In order to achieve the desired combination of strength and elongation properties of the material, a minimum addition of 0.0005% by weight, preferably 0.05% by weight, is required.
  • Manganese Mn Stabilizes austenite, increases strength and toughness and enables deformation-induced martensite and / or twin formation in the alloy according to the invention. Contents of less than 4% by weight are not sufficient to stabilize the austenite and thus worsen the elongation properties, while with contents of 12% by weight and more the austenite is too strongly stabilized and thus the strength properties, in particular the 0.2% yield strength, be reduced. For the manganese steel according to the invention with medium manganese contents, a range from greater than 5 to less than 10% by weight is preferred.
  • Aluminum Al improves the strength and elongation properties, lowers the specific density and influences the transformation behavior of the alloy according to the invention. Too high a content of Al worsens the elongation properties. Higher Al contents also significantly worsen the casting behavior in continuous casting. This results in a higher effort when potting. High Al contents delay the precipitation of carbides in the alloy according to the invention.
  • Silicon Si The optional addition of Si in higher contents hinders the carbon diffusion, reduces the specific density and increases the strength and the elongation and toughness properties. Furthermore, an improvement in cold rollability could be observed through the addition of Si. Higher Si contents lead to embrittlement of the material and have a negative effect on hot and cold rollability and coatability, for example through galvanizing.
  • Chromium Cr The optional addition of Cr improves the strength and reduces the corrosion rate, delays the formation of ferrite and pearlite and forms carbides. Higher contents lead to a deterioration in the elongation properties.
  • Micro-alloy elements are usually only used in very small quantities admitted. In contrast to the alloying elements, they work mainly through the formation of precipitates, but can also influence the properties in a dissolved state. Even small amounts of the micro-alloying elements have a considerable influence on the processing and final properties. In hot forming in particular, micro-alloy elements have an advantageous effect on the recrystallization behavior and cause grain refinement.
  • Typical micro-alloy elements are vanadium, niobium and titanium. These elements can be dissolved in the iron lattice and form carbides, nitrides and carbonitrides with carbon and nitrogen.
  • Vanadium V and niobium Nb These have a grain-refining effect due to the formation of carbides, which at the same time improves strength, toughness and elongation properties. Contents of more than 1.5% by weight or 1% by weight have no further advantages.
  • Titanium Ti Has a grain-refining effect as a carbide former, which at the same time improves strength, toughness and elongation properties and reduces intergranular corrosion. Contents of Ti of more than 1.5% by weight deteriorate the elongation properties, which is why a maximum content of 1.5% by weight, preferably 0.6% by weight, particularly preferably 0.3% by weight, is optionally specified . Minimum contents of 0.005% by weight, preferably 0.01% by weight, can be provided in order to bind nitrogen and advantageously precipitate Ti.
  • Molybdenum Mo Acts as a carbide former, increases the strength and increases the resistance against delayed crack formation and hydrogen embrittlement. High contents of Mo impair the elongation properties.
  • Tin Sn Tin increases the strength, but, like copper, accumulates under the scale and at the grain boundaries at higher temperatures. Penetrating into the grain boundaries leads to the formation of low-melting phases and the associated cracks in the structure and solder brittleness, which is why an optional maximum content of 0.5% by weight, preferably less than 0.2% by weight, particularly preferably less 0.05 wt%, is provided.
  • Copper Cu Reduces the rate of corrosion and increases strength. Contents above 3 wt .-% worsen the manufacturability by the formation of low-melting phases during casting and hot rolling, which is why optionally a maximum content of 3 wt .-%, preferably less than 0.5 wt .-%, particularly preferably less than 0.1 wt. -%, is determined.
  • Tungsten W Acts as a carbide former and increases strength and heat resistance. W contents of more than 5% by weight impair the elongation properties, which is why a maximum content of 5% by weight is optionally specified. A content of 0.01% by weight to 3% by weight is preferably provided, and particularly preferably 0.2 to 1.5% by weight.
  • Cobalt Co Increases the strength of the steel, stabilizes the austenite and improves the high temperature strength. Contents of more than 8% by weight impair the elongation properties.
  • the Co content is therefore set at a maximum of 8% by weight, preferably from 0.01 to 5% by weight, particularly preferably from 0.3 to 2% by weight.
  • Zirconium Zr Acts as a carbide former and improves strength. Zr contents of more than 0.5% by weight deteriorate the elongation properties. A Zr content of 0 to 0.5% by weight, preferably 0.005 to 0.3% by weight, particularly preferably 0.01 to 0.2% by weight, is therefore specified.
  • Tantalum Ta Like niobium, tantalum has a grain-refining effect as a carbide former and thereby improves strength, toughness and elongation properties at the same time. Contents of more than 0.5% by weight do not bring about any further improvement in the properties. A maximum content of 0.5% by weight is therefore optionally specified. A minimum content of 0.005 and a maximum content of 0.3% by weight are preferably specified, in which the grain refinement can advantageously be effected. To improve the A content of 0.01% by weight to 0.1% by weight is particularly preferred for economy and optimization of the grain refinement.
  • Tellurium Te improves the corrosion resistance and the mechanical properties as well as the machinability. Furthermore, Te increases the strength of manganese sulfides (MnS), which is less elongated in the rolling direction during hot and cold rolling. Contents above 0.5% by weight impair the elongation and toughness properties, which is why a maximum content of 0.5% by weight is specified. Optionally, a minimum content of 0.005% by weight and a maximum content of 0.3% by weight are specified, which advantageously improve the mechanical properties and increase the strength of the MnS present. Furthermore, a minimum content of 0.01% by weight and a maximum content of 0.1% by weight are preferred, which enable the mechanical properties to be optimized with a simultaneous reduction in alloy costs.
  • MnS manganese sulfides
  • Boron B Boron retards the austenite transformation, improves the hot forming properties of steels and increases the strength at room temperature. It develops its effect even with very low alloy contents. Contents above 0.15% by weight greatly impair the elongation and toughness properties, which is why the maximum content is set at 0.15% by weight.
  • a minimum content of 0.001% by weight and a maximum content of 0.08, preferably a minimum content of 0.002% by weight and a maximum content of 0.01, are specified in order to advantageously use the strength-increasing effect of boron.
  • Phosphorus P is a trace element, comes mainly from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness through solid solution strengthening and improves hardenability. As a rule, however, the aim is to lower the phosphorus content as much as possible, since, among other things, due to its low diffusion rate, it is very susceptible to segregation and to a great extent reduces the toughness. The accumulation of phosphorus at the grain boundaries can cause cracks to appear along the grain boundaries during hot rolling. In addition, phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior by up to 300 ° C. For the aforementioned reasons, the phosphorus content is less than 0.1% by weight, preferably less than 0.04% by weight, limited.
  • Sulfur S Like phosphorus, it is bound in coke as a trace element in iron ore but especially during the production route via the blast furnace process. It is generally undesirable in steel because it tends to segregate strongly and has a strong embrittling effect, as a result of which the elongation and toughness properties are impaired. Attempts are therefore made to achieve the lowest possible amounts of sulfur in the melt (for example by means of deep desulphurisation). For the reasons mentioned above, the sulfur content is limited to values less than 0.1% by weight, preferably less than 0.02% by weight.
  • N is also an accompanying element in steel production. In the dissolved state, it improves the strength and toughness properties of steels with a higher manganese content with greater than or equal to 4% by weight Mn. Lower Mn-alloyed steels with less than 4% by weight tend to have a strong aging effect in the presence of free nitrogen. The nitrogen diffuses at dislocations even at low temperatures and blocks them. It thus causes an increase in strength combined with a rapid loss of toughness.
  • the nitrogen can be set in the form of nitrides, for example, by adding titanium or aluminum to the alloy, with aluminum nitrides in particular having a negative effect on the forming properties of the alloy according to the invention. For the reasons mentioned above, the nitrogen content is limited to less than 0.1% by weight, preferably less than 0.05% by weight.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit TRIP/TWIP-Effekt, und eine Verwendung für ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt.
  • Aus der europäischen Patentanmeldung EP 2 383 353 A2 ist ein Stahlflachprodukt aus einem manganhaltigen Stahl bekannt, der eine Zugfestigkeit von 900 bis 1500 MPa aufweist und aus den folgenden Elementen (Gehalte in Gewichtsprozent und bezogen auf die Stahlschmelze) besteht: 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. 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.
  • Auch sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 113 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). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der TRIP-Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. TRIP-Stähle eignen sich für den Einsatz u. a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen von Fahrzeugen, als Blechplatinen, sowie als geschweißte Platinen.
  • Die deutsche Offenlegungsschrift DE 10 2015 111 866 A1 offenbart einen umformbaren Leichtbaustahl mit einem Mangan-Gehalt von 3 bis 30 Gew.-% und TRIP/TWIP-Eigenschaften, welcher durch Zulegierung von bis zu 0,8 Gew.-% Antimon (Sb) und einer gezielten Wärmebehandlung bei 480 bis 770°C für 1 Minute bis 48 Stunden verbesserte Werkstoffeigenschaften aufweist. Insbesondere weist dieser Stahl neben einer verbesserten Zugfestigkeit und Bruchdehnung einen erhöhten Widerstand gegenüber wasserstoffinduzierter Rissbildung und Wasserstoffversprödung auf.
  • Aus der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2005 052 774 A1 ist ein Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern mit TRIP- und/oder TWIP- Eigenschaften sowie hohen Zugfestigkeiten bekannt. Der aus den Hauptelementen Fe, Mn, Si und Al bestehende Leichtbaustahl wird unter Schutzgas endabmessungsnah zu einem Vorband vergossen, welches im Anschluss eine Homogenisierungszone durchläuft. Danach folgt ein Warmwalzen bis zum Erreichen des vorgegebenen Gesamt-Umformgrades von größer 70%. Sodann wird das Warmband vor der Kaltumformung rekristallisierend geglüht. Im Anschluss daran wird das fertige Warmband abgekühlt und mehrfach kaltgewalzt, wobei zwischen den einzelnen Kaltwalzprozessen erforderlichenfalls Zwischenglühungen durchgeführt werden.
  • Des Weiteren ist aus der deutschen Patentschrift DE 10 2004 054 444 B3 ein Verfahren zum Herstellen von Metallbauteilen oder Halbzeugen mit hoher Festigkeit und Plastizität durch Kaltumformung von Stählen bekannt. Deren Kaltumformung soll zu einer Verfestigung durch TWIP- (Twinning Induced Plasticity) oder SIP-(Shearband Induced Plasticity) Effekte führen. Hierbei liegen die Umformgrade bei einer gesamten Dehnung im Bereich von 10 bis 70%. Die Umformung findet nach einem Schluss- oder Kristallisationsglühen so weit statt, bis sich ein Festigkeitszuwachs von mindestens 30% des Ausgangswertes einstellt und die verbleibende Zugdehnung des Metalls auf nicht unter 20% absinkt. Dieser Umformprozess mit hoher Dehnung soll den Vorteil haben, dass trotz der hohen Festigkeitswerte eine Plastizitätsreserve erhalten bleibt, die eine nachgelagerte Endformgebung zu einem fertigen Bauteil mittels konventioneller Umformtechnik ermöglicht. Die hierfür gewählten Stähle zeichnen sich durch einen Mn-Gehalt in Gew.-% von 10 bis 30 aus. Derartige hochmanganhaltige legierte Stähle sind aufgrund der hohen Legierungselementgehalte kostenintensiver als Mittelmanganstähle.
  • Außerdem ist aus der internationalen Offenlegungsschrift WO 2016/067626 A1 bereits ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachprodukts aus einem Stahl mit einem Mangangehalt zwischen 4,20 und 6 Gew.-% und mit TRIP-Effekt bekannt. Im Zuge des Verfahrens wird ein Warmband mit einem Abwalzgrad von mehr als 30 % zu einem Kaltband kaltgewalzt und anschließend für 900 bis 21.600 s bei einer Temperatur zwischen der Ac1-Umwandlungstemperatur und der Ac1-Umwandlungstemperatur + 100 °C geglüht. Das geglühte Kaltband kann mit einem Abwalzgrad zwischen 0,1 bis 2,0 % nachgewalzt werden.
  • Ferner ist in der japanischen Offenlegungsschrift JP 2015 175051 A bereits ein weiteres Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachblechs aus einem Stahl mit einem Mangangehalt zwischen 1,5 bis 4,0 Gew.-% beschrieben. Hierbei wird ein hergestelltes Warmband mit einem Abwalzgrad von mehr als 30 % zu einem Kaltband kaltgewalzt und anschließend für 3 bis 200 s bei einer Temperatur zwischen der Ac3-Temperatur - 60 °C und 900 °C geglüht. Das geglühte Kaltband wird mit einem Abwalzgrad zwischen 0,1 bis 0,8 % warm nachgewalzt.
  • Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl, und eine Verwendung für ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt zu schaffen, die sich durch eine Verbesserung der Streckgrenze bei Erhalt eines ausreichenden Restumformvermögens des hergestellten Stahlflachprodukts auszeichnen.
  • Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit TRIP/TWIP-Effekt mit den Merkmalen des Anspruchs 1 und eine Verwendung für ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 11 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben.
  • Erfindungsgemäß wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit einem Mangangehalt von 4 bis 12, vorzugsweise größer 5 bis kleiner 10, Gew.-% und mit TRIP/TWIP-Effekt, umfassend die Schritte: - Kaltwalzen eines Warm- oder Kaltbands, - Glühen des kaltgewalzten Warm- oder Kaltbands bei 500 bis 840 °C für 1 min. bis 24 h, - Nachwalzen oder Dressieren des geglühten Warm- oder Kaltbands zu einem Stahlflachprodukt mit einem Umformgrad zwischen 0,3 % und 60 % und mit einer um mindestens 50 MPa erhöhten Streckgrenze gegenüber vor dem Nachwalzen oder Dressieren erreicht, dass durch das Nachwalzen oder Dressieren des Stahlflachprodukts dessen Streckgrenze erhöht wird. In üblicher Weise ist der Umformgrad auf die Dickenrichtung des Stahlflachprodukts bezogen. Über die Erhöhung der Streckgrenze, können aus diesem Stahlflachprodukt optimierte Bauteile mit geringerer Blechdicke hergestellt werden. Das Nachwalzen oder Dressieren bewirkt eine teilweise Umwandlung des metastabilen Austenits des geglühten Warm- oder Kaltbands in Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) und Martensit (TRIP-Effekt), wobei mindestens ein Anteil von 3 % des Austenits in Martensit umwandeln muss und mindestens ein Anteil von 10 % des Austenits als kubisch-flächenzentrierte Phase erhalten bleibt.
  • In Bezug auf das Nachwalzen ist bevorzugt vorgesehen, dass das geglühte Warm-oder Kaltband mit einem Umformgrad zwischen 10 bis 40 % nachgewalzt wird.
  • In Bezug auf das Dressieren ist bevorzugt vorgesehen, dass das geglühte Warm-oder Kaltband mit einem Umformgrad zwischen 0,6 bis 2,2 % dressiert wird.
  • Vorzugsweise ist vorgesehen, dass das geglühte Warm- oder Kaltband bei einer Temperatur von 0 bis 400 °C nachgewalzt oder dressiert wird. Hierdurch werden Verformungszwillinge gebildet (TWIP-Effekt), welche analog der Versetzungsdichte anderer Stahlsorten die Streck- und/oder Dehngrenze erhöhen.
    Besonders bevorzugt ist vorgesehen, dass das Stahlflachprodukt über eine Zugfestigkeit von größer 1300 MPa und über eine Bruchdehnung A80 von größer 3 % verfügt.
  • In einer vorteilhaften Ausgestaltung des Verfahrens wird das Warm- oder Kaltband mit einem ersten Walzstich bei einer Temperatur des Warm- oder Kaltbands von 60 °C bis unterhalb Ac3, vorzugsweise von 60 °C bis 450 °C, kaltgewalzt. Optional wird dann das Warm- oder Kaltband zwischen den dem ersten Walzstich folgenden weiteren Walzstichen auf Temperaturen von 60 °C bis unterhalb Ac3, vorzugsweise von 60 °C bis 450 °C, zwischenerwärmt oder zwischengekühlt. Mit der Erhöhung der Temperatur vor dem ersten Walzstich geht auch eine Verringerung der erforderlichen Umformkräfte einher. Auch wird eine Erhöhung des Restumformvermögens des kaltgewalzten Warm- oder Kaltbands mit Zugfestigkeiten von größer 800 MPa bis 2000 MPa bei Bruchdehnungen von größer 3 % in den am stärksten umgeformten Bereichen bewirkt. Das Vorwärmen des Warm- oder Kaltbands kann für ein Coil oder abgewickeltes Band- oder Tafelmaterial erfolgen. Durch das Kaltwalzen mit dem Vorwärmen des Warm- oder Kaltbands vor dem ersten Umformschritt wird während des Walzvorgangs eine Umwandlung von metastabilen Austenit in Martensit (TRIP-Effekt) ganz oder teilweise unterdrückt, wobei sich im Austenit Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) bilden können. Hierdurch wird eine vorteilhafte Reduktion der Walzkräfte erreicht und das Gesamtumformvermögen erhöht. Durch die weiteren Walzstiche bei erhöhten Temperaturen werden gezielt Verformungszwillinge eingebracht, welche bei Raumtemperatur weiter in Martensit umwandeln und dadurch das Energieaufnahmevermögen erhöhen und einen höheren Umformgrad zulassen.
  • Unter dem genanntenStahlflachprodukt ist ein kaltnachgewalztes Grobblech, Warm-und/oder Kaltband zu verstehen.
  • Besonders bevorzugt ist vorgesehen, dass das Stahlflachprodukt mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gew.-%) hergestellt wird, um insbesondere die beschriebenen Vorteile zu erreichen:
    • C: 0,0005 bis 0,9, vorzugsweise 0,05 bis 0,35
    • Mn: 4 bis 12, vorzugsweise größer 5 bis kleiner 10
    • Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von:
      • AI: 0 bis 10, bevorzugt 0,05 bis 5, insbesondere bevorzugt größer 0,5 bis 3
      • Si: 0 bis 6, bevorzugt 0,05 bis 3, insbesondere bevorzugt 0,1 bis 1,5
      • Cr: 0 bis 6, bevorzugt 0,1 bis 4, insbesondere bevorzugt größer 0,5 bis 2,5
      • Nb: 0 bis 1, bevorzugt 0,005 bis 0,4, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1
      • V: 0 bis 1,5, bevorzugt 0,005 bis 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,3
      • Ti: 0 bis 1,5, bevorzugt 0,005 bis 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,3
      • Mo: 0 bis 3, bevorzugt 0,005 bis 1,5, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,6
      • Sn: 0 bis 0,5, bevorzugt kleiner 0,2, insbesondere bevorzugt kleiner 0,05
      • Cu: 0 bis 3, bevorzugt kleiner 0,5, insbesondere bevorzugt kleiner 0,1
      • W: 0 bis 5, bevorzugt 0,01 bis 3, insbesondere bevorzugt 0,2 bis 1,5
      • Co: 0 bis 8, bevorzugt 0,01 bis 5, insbesondere bevorzugt 0,3 bis 2
      • Zr: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,2
      • Ta: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1
      • Te: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1
      • B: 0 bis 0,15, bevorzugt 0,001 bis 0,08, insbesondere bevorzugt 0,002 bis 0,01
      • P: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,04
      • S: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,02
      • N: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,05.
  • Dieses Stahlflachprodukt aus dem mittel-manganhaltigen TRIP(TRansformation Induced Plasticity)- und/oder TWIP (TWinning Induced Plasticity)-Stahl weist eine hervorragender Kalt- und Halbwarmumformbarkeit, erhöhten Widerstand gegen wasserstoffinduzierte verzögerte Rissbildung (delayed fracture), gegen Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) sowie gegen Flüssigmetallversprödung beim Schweißen im verzinkten Zustand auf.
  • In üblicher Weise wird das vorbeschriebene Stahlflachprodukt mit einer nachfolgend angeführten Erzeugungsroute hergestellt:
    • Erschmelzen einer Stahlschmelze mit der vorstehend beschriebenen chemischen Zusammensetzung in einem über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder Elektrolichtbogenofen-Stahlwerk 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,
    • Erwärmen des Vorbandes auf eine Walztemperatur von 1050 bis 1250°C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze (erste Hitze) heraus,
    • Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 20 bis 0,8 mm mit einer Walzendtemperatur von 1050 bis 800°C,
    • Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 100 bis 800°C,
    • Beizen des Warmbandes,
    • Glühen des Warmbandes in einer Durchlauf- oder Haubenglühanlage beziehungsweise in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 min. bis 24 h und Temperaturen von 500 °C bis 840°C,
    • Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur, bevorzugt mit einem Vorwärmen auf 60 °C bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C vor dem ersten Walzstich zur Verringerung der Walzkräfte und Bildung von Verformungszwillingen im Austenit und bedarfsweisem Kühlen oder Erwärmen zwischen den Walzstichen auf 60 °C bis unterhalb der Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450 °C,
    • Glühen des kaltgewalzten Warm- oder Kaltbands bei 500 bis 840 °C für 1 min bis 24 h über Durchlauf- oder Haubenglühung,
    • Nachwalzen oder Dressieren des geglühten Warm- oder Kaltbands zur Erhöhung der Streckgrenze mit glatten oder texturierten Walzen (beispielsweise mit PretexTexturieru ng),
    • optionales elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken des Stahlbandes oder Aufbringen einer anderweitigen organischen oder anorganischen Beschichtung,
    • optionales Glühen bei 500 bis 840 °C für 1 min bis 24 h in einer Durchlaufglühanlage, Haubenglühanlage oder sonstigen kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlagen.
  • 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 20 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 Kaltband hat eine Dicke von üblicherweise unter 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 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 mit einer Erwärmung vor dem ersten Walzstich und/oder Erwärmungen in einem weiteren oder zwischen 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°C bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 bis 450°C.
  • Erfolgt das Kaltwalzen in mehreren Walzstichen ist es vorteilhaft, das Stahlband zwischen den Walzstichen auf eine Temperatur von 60°C bis unterhalb Ac3-Temperatur, bevorzugt 60 °C bis 450°C, zwischenzuerwärmen bzw. herunterzukühlen, 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 beim schnellen Walzen und hohen Umformgraden, vorgenommen werden.
  • Nach einem Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur ist das Stahlband zur Wiederherstellung ausreichender Umformeigenschaften in einer Durchlaufglühanlage, Haubenglühanlage oder sonstigen kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlage vorteilhaft bei einer Glühzeit von 1 min. bis 24 h und Temperaturen von 500 bis 840°C zu glühen. 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 erwärmt, bei dieser Temperatur für bis zu 5 min. gehalten und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Alterungsbehandlung kann vorteilhaft in einer Durchlaufglühanlage durchgeführt werden.
  • Das so hergestellte Stahlflachprodukt kann optional elektrolytisch verzinkt oder feuerverzinkt werden. In einer vorteilhaften Weiterbildung erhält das so hergestellte Stahlband anstelle oder nach dem elektrolytischen Verzinken oder Feuerverzinken eine Beschichtung auf organischer oder anorganischer Basis. Dies können zum Beispiel organische Beschichtungen, Kunststoffbeschichtungen oder Lacke oder anderweitige anorganische Beschichtungen wie beispielsweise Eisenoxidschichten sein.
  • Erfindungsgemäß bietet sich vorteilhaft eine Verwendung eines nach dem vorbeschriebenen Verfahren hergestellten Bauteils im Kraftfahrzeugbau, Schienenfahrzeugbau, Schiffsbau, Anlagenbau, Infrastrukturbau, in der Luft- und Raumfahrt, Hausgerätetechnik und in geschweißten Platinen (tailored welded blanks) an.
  • Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Stahlflachprodukt weist vorteilhaft eine Dehngrenze Rp0,2 von 300 bis 1350 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 1100 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 1100 bis 1200 MPa: Rm x A80 ≥ 25000 bis zu 45000
    - Rm von über 1200 bis 1400 MPa: Rm x A80 ≥ 20000 bis zu 42000
    - Rm von über 1400 bis 1800 MPa: Rm x A80 ≥ 10000 bis zu 40000
    - Rm von über 1800 MPa: Rm x A80 ≥ 7200 bis zu 20000
  • Für die Bruchdehnungsuntersuchungen wurde gemäß DIN 50 125 die Probenform 2 mit einer Anfangsmesslänge von A80 verwendet.
    Die Verwendung des Begriffs "bis" in der Definition 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 0,9 Gew.-%, bevorzugt 0,35 Gew.-%, festgelegt wird. Um die gewünschte Kombination von Festigkeits- und Dehnungseigenschaften des Werkstoffs zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,0005 Gew.-%, bevorzugt 0,05 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 12 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 größer 5 bis kleiner 10 Gew.-% bevorzugt.
  • Aluminium AI: Al verbessert die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, senkt die spezifische Dichte und beeinflusst das Umwandlungsverhalten der erfindungsgemäßen Legierung. Zu hohe Gehalte an Al verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Auch verschlechtern höhere AI-Gehalte das Gießverhalten im Strangguss deutlich. Hierdurch entsteht ein höherer Aufwand beim Vergießen. Hohe AI-Gehalte verzögern die Ausscheidung von Karbiden in der erfindungsgemäßen Legierung. Daher wird ein AI-Gehalt von 0 bis 10 Gew.-%, bevorzugt 0,05 bis 5 Gew.-%, besonders bevorzugt von größer 0,5 bis 3 Gew.-%, festgelegt.
  • Silizium Si: Die optionale Zugabe von Si in höheren Gehalten 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. Höhere Si-Gehalte führen zu einer Versprödung des Werkstoffs und beeinflussen die Warm- und Kaltwalzbarkeit sowie die Beschichtbarkeit beispielsweise durch Verzinken negativ. Daher wird ein Si-Gehalt von 0 bis 6 Gew.-%, bevorzugt 0,05 bis 3 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,1 bis 1,5 Gew.-%, festgelegt.
  • Chrom Cr: Die optionale Zugabe von Cr verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Höhere Gehalte führen zu einer Verschlechterung der Dehnungseigenschaften. Daher wird ein Cr-Gehalt von 0 bis 6 Gew.-%, bevorzugt 0,1 bis 4 Gew.-%, besonders bevorzugt von größer 0,5 bis 2,5 Gew.-%, festgelegt.
  • Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben. Sie wirken im Gegensatz zu den Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Bereits geringe Mengenzugaben der Mikrolegierungselemente beeinflussen die Verarbeitungs- und Endeigenschaften erheblich. Insbesondere bei der Warmumformung beeinflussen Mikrolegierungselemente das Rekristallisationsverhalten vorteilhaft und bewirken eine Kornfeinung.
  • Typische Mikrolegierungselemente sind Vanadium, Niob und Titan. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide, Nitride und Carbonitride.
  • Vanadium V und Niob Nb: Diese wirken insbesondere durch die Bildung von Karbiden kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte von über 1,5 Gew.-% beziehungsweise 1 Gew.-% bringen keine weiteren Vorteile. Für Vanadium und Niob wird optional bevorzugt ein Mindestgehalt von 0,005 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,6 Gew.-% beziehungsweise 0,4 Gew.-%, besonders bevorzugt ein Mindestgehalt von 0,01 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gew.-% beziehungsweise 0,1 Gew.-%, vorgesehen.
  • 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 1,5 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 1,5 Gew.-%, bevorzugt 0,6 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,3 Gew.-%, festgelegt wird. Mindestgehalte von 0,005 Gew.-%, bevorzugt von 0,01 Gew.-%, können vorgesehen werden, um Stickstoff abzubinden und Ti vorteilhaft auszuscheiden.
  • Molybdän Mo: Wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegen verzögerte Rissbildung und Wasserstoffversprödung. Hohe Gehalte an Mo verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Daher wird optional ein Mo-Gehalt von 0 bis 3 Gew.-%, bevorzugt 0,005 bis 1,5 Gew.-%, besonders bevorzugt von größer 0,01 bis 0,6 Gew.-%, festgelegt.
  • Zinn Sn: Zinn steigert die Festigkeit, reichert sich jedoch ähnlich Kupfer bei höheren Temperaturen unter der Zunderschicht und an den Korngrenzen an. Es führt durch Eindringen in die Korngrenzen zur Bildung niedrig schmelzender Phasen und damit verbunden zu Rissen im Gefüge und zu Lotbrüchigkeit, weshalb optional ein Maximalgehalt 0,5 Gew.-%, bevorzugt von kleiner 0,2 Gew.-%, besonders bevorzugt von kleiner 0,05 Gew.-%, vorgesehen ist.
  • Kupfer Cu: Verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte oberhalb 3 Gew.-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen weshalb optional ein Maximalgehalt von 3 Gew.-%, bevorzugt von kleiner 0,5 Gew.-%, besonders bevorzugt von kleiner 0,1 Gew.-%, festgelegt wird.
  • Wolfram W: Wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit und Warmfestigkeit. Gehalte an W von über 5 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb optional ein Maximalgehalt von 5 Gew.-% festgelegt wird. Bevorzugt ist ein Gehalt von 0,01 Gew.-% bis 3 Gew.-% vorgesehen und besonders bevorzugt von 0,2 bis 1,5 Gew.-%.
  • Kobalt Co: Erhöht die Festigkeit des Stahls, stabilisiert den Austenit und verbessert die Warmfestigkeit. Gehalte von über 8 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Der Co-Gehalt wird daher mit maximal 8 Gew.-%, bevorzugt von 0,01 bis 5 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,3 bis 2 Gew.-%, festgelegt.
  • Zirkonium Zr: Wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 0,5 Gew-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Daher wird ein Zr-Gehalt von 0 bis 0,5 Gew.-%, bevorzugt 0,005 bis 0,3 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,01 bis 0,2 Gew.-%, festgelegt.
  • Tantal Ta: Tantal wirkt ähnlich wie Niob als Karbidbildner kornfeinend und verbessert dadurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften. Gehalte von über 0,5 Gew.-% bewirken keine weitere Verbesserung der Eigenschaften. Daher wird optional ein Maximalgehalt von 0,5 Gew.-% festgelegt. Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,005 und ein Maximalgehalt von 0,3 Gew.-% festgelegt, in welchem die Kornfeinung vorteilhaft bewirkt werden kann. Zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit und Optimierung der Kornfeinung wird insbesondere bevorzugt ein Gehalt von 0,01 Gew.-% bis 0,1 Gew.-% angestrebt.
  • Tellur Te: Tellur verbessert die Korrosionsbeständigkeit und die mechanischen Eigenschaften sowie die spanende Bearbeitbarkeit. Des Weiteren erhöht Te die Festigkeit von Mangansulfiden (MnS), welches dadurch beim Warm- und Kaltwalzen weniger stark in Walzrichtung gelängt wird. Gehalte oberhalb 0,5 Gew.-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,5 Gew.-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,005 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gew.-% festgelegt, welche die mechanischen Eigenschaften vorteilhaft verbessern und die Festigkeit vorhandener MnS erhöht. Weiterhin wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gew.-% und ein Maximalgehalt von 0,1 Gew.-% bevorzugt, welche eine Optimierung der mechanischen Eigenschaften bei gleichzeitiger Reduktion der Legierungskosten ermöglichen.
  • Bor B: Bor 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 0,15 Gew.-% verschlechtern die Dehnungs-und Zähigkeitseigenschaften stark, weshalb der Maximalgehalt auf 0,15 Gew.-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,001 Gew.-% und Maximalgehalt von 0,08, vorzugsweise ein Minimalgehalt von 0,002 Gew.-% und Maximalgehalt von 0,01 festgelegt, um die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft zu nutzen.
  • Phosphor P: Ist ein Spurenelement, stammt überwiegend 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 angestrebt, 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 0,1 Gew.-%, bevorzugt kleiner 0,04 Gew.-%, begrenzt.
  • Schwefel S: Ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz aber insbesondere bei der Erzeugungsroute über den Hochofenprozess im Koks 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 (beispielsweise durch eine Tiefentschwefelung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf Werte kleiner 0,1 Gew.-%, bevorzugt kleiner 0,02 Gew.-%, begrenzt.
  • Stickstoff N: 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-legierte Stähle mit weniger als 4 Gew.-% neigen in Gegenwart von freiem Stickstoff 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 Titan oder Aluminium möglich, wobei sich insbesondere Aluminiumnitride negativ auf die Umformeigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung auswirken. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf weniger als 0,1 Gew.-%, bevorzugt kleiner 0,05 Gew.-%, begrenzt.

Claims (11)

  1. Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl mit einem Mangangehalt von 4 bis 12, vorzugsweise größer 5 bis kleiner 10, Gew.-% und mit TRIP/TWIP-Effekt, umfassend die Schritte:
    - Kaltwalzen eines Warm- oder Kaltbands,
    - Glühen des kaltgewalzten Warm- oder Kaltbands bei 500 bis 840 °C für 1 min. bis 24 h,
    - Nachwalzen oder Dressieren des geglühten Warm- oder Kaltbands zu einem Stahlflachprodukt mit einem Umformgrad zwischen 0,3 % und 60 % und mit einer um mindestens 50 MPa erhöhten Streckgrenze gegenüber vor dem Nachwalzen oder Dressieren.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das geglühte Warm-oder Kaltband mit einem Umformgrad zwischen 10 bis 40 % nachgewalzt wird.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das geglühte Warm- oder Kaltband mit einem Umformgrad zwischen 0,6 bis 2,2 % dressiert wird.
  4. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Warm- oder Kaltband mit einem ersten Walzstich bei einer Temperatur des Warm- oder Kaltbands von 60 °C bis unterhalb Ac3, vorzugsweise von 60 °C bis 450 °C, kaltgewalzt wird.
  5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Warm- oder Kaltband zwischen den dem ersten Walzstich folgenden weiteren Walzstichen auf Temperaturen von 60 °C bis unterhalb Ac3, vorzugsweise von 60 °C bis 450 °C, zwischenerwärmt oder zwischengekühlt wird.
  6. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das geglühte Warm- oder Kaltband bei einer Temperatur von 0 bis 400 °C nachgewalzt oder dressiert wird.
  7. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt über eine Zugfestigkeit von größer 1300 MPa und über eine Bruchdehnung A80 von größer 3 % verfügt.
  8. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass durch das Nachwalzen oder Dressieren zu einem Stahlflachprodukt dessen metastabiler Austenit teilweise in Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) und Martensit (TRIP-Effekt) umgewandelt wird, wobei mindestens ein Anteil von 3 % des metastabiler Austenits in Martensit umwandelt und mindestens ein Anteil von 10 % des metastabilen Austenits als kubisch-flächenzentrierte Phase erhalten bleibt.
  9. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gew.-%) hergestellt wird:
    C: 0,0005 bis 0,9, vorzugsweise 0,05 bis 0,35
    Mn: 4 bis 12, vorzugsweise größer 5 bis kleiner 10
    Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von:
    Al: 0 bis 10, bevorzugt 0,05 bis 5, insbesondere bevorzugt größer 0,5 bis 3
    Si: 0 bis 6, bevorzugt 0,05 bis 3, insbesondere bevorzugt 0,1 bis 1,5
    Cr: 0 bis 6, bevorzugt 0,1 bis 4, insbesondere bevorzugt größer 0,5 bis 2,5
    Nb: 0 bis 1, bevorzugt 0,005 bis 0,4, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1
    V: 0 bis 1,5, bevorzugt 0,005 bis 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,3
    Ti: 0 bis 1,5, bevorzugt 0,005 bis 0,6, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,3
    Mo: 0 bis 3, bevorzugt 0,005 bis 1,5, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,6
    Sn: 0 bis 0,5, bevorzugt kleiner 0,2, insbesondere bevorzugt kleiner 0,05
    Cu: 0 bis 3, bevorzugt kleiner 0,5, insbesondere bevorzugt kleiner 0,1
    W: 0 bis 5, bevorzugt 0,01 bis 3, insbesondere bevorzugt 0,2 bis 1,5
    Co: 0 bis 8, bevorzugt 0,01 bis 5, insbesondere bevorzugt 0,3 bis 2
    Zr: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,2
    Ta: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1
    Te: 0 bis 0,5, bevorzugt 0,005 bis 0,3, insbesondere bevorzugt 0,01 bis 0,1
    B: 0 bis 0,15, bevorzugt 0,001 bis 0,08, insbesondere bevorzugt 0,002 bis 0,01
    P: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,04
    S: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,02
    N: kleiner 0,1, bevorzugt kleiner 0,05.
  10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt metallisch, anorganisch oder organisch beschichtet wird.
  11. Verwendung eines nach einem Verfahren nach mindestens einem der vorgenannten Ansprüche 1 bis 10 hergestellten Stahlflachprodukts im Kraftfahrzeugbau, Schienenfahrzeugbau, Schiffsbau, Anlagenbau, Infrastrukturbau, Bergbau, in der Luft- und Raumfahrt, Hausgerätetechnik und in geschweißten Platinen.
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