EP3571324A1 - Warmgewalztes stahlflachprodukt bestehend aus einem komplexphasenstahl mit überwiegend bainitischem gefüge und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts - Google Patents

Warmgewalztes stahlflachprodukt bestehend aus einem komplexphasenstahl mit überwiegend bainitischem gefüge und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts

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EP3571324A1
EP3571324A1 EP18702129.0A EP18702129A EP3571324A1 EP 3571324 A1 EP3571324 A1 EP 3571324A1 EP 18702129 A EP18702129 A EP 18702129A EP 3571324 A1 EP3571324 A1 EP 3571324A1
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EP
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steel
flat steel
steel product
temperature
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Thorsten RÖSLER
Liuyi Zhang
Jörg MERTENS
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ThyssenKrupp AG
ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • Hot rolled flat steel product consisting of a
  • the invention relates to a hot rolled flat steel product consisting of a complex phase steel with a predominantly bainitic structure and superior mechanical properties, excellent
  • the invention relates to a method for producing a flat steel product according to the invention.
  • the flat steel products according to the invention are rolled products, such as steel strips, steel sheets or blanks produced therefrom, and blanks whose thickness is substantially less than their width and length.
  • rolled products such as steel strips, steel sheets or blanks produced therefrom, and blanks whose thickness is substantially less than their width and length.
  • EP 1 636 392 B1 a hot-rolled, high-strength steel sheet with a predominantly bainitic or ferritic structure is known, which should have a superior formability. In doing so, in the sense of this
  • Nb -% Nb
  • Ti or V and B up to 0.01%
  • Mo up to 1%
  • Cr up to 1%
  • Cu up to 2%
  • Ni up to 1%
  • Sn up to 0 , 2%
  • Co up to 2%
  • Ca 0.0005 - 0.005%
  • Rem Rem: 0.001 - 0.05%
  • Mg 0.0001 - 0.05%
  • Ta 0.0001 - 0.05%
  • a flat steel product which has a yield strength of more than 680 MPa and up to 840 MPa, a strength of 780-950 MPa, an elongation at break of more than 10% and a hole expansion of at least 45%.
  • the flat steel product consists of a steel containing (in wt .-%) 0.04 - 0.08% C, 1, 2 1, 9% Mn, 0.1 - 0.3% Si, 0.07 - 0.125 % Ti, 0.05 - 0.35% Mo, 0.15% - 0.6%, if the Mo content is 0.05 - 0.11%, or 0.10 - 0.6% Cr, if the Mo content is 0.11-0.35%, up to 0.045%, up to 0.005-0.1% Al, 0.002% -0.01% N, up to 0.004% S, up to 0.020% P and optional 0.001 - 0.2% V, balance iron and unavoidable impurities.
  • the structure of the flat steel product contains more than 70% by area of granular bainite and less than 20% by area of ferrite, the remainder of the structure consisting of low bainite, martensite and retained austenite and the sum of martensite and retained austenite is less than 5%.
  • the bainite contained in the structure should be granular bainite, which differs from the so-called higher and lower, no further details are given made of the nature and nature in which the bainite is to be present, for an optimized property profile, in particular with regard to
  • a criterion for the deformability is the edge crack sensitivity.
  • Collar pulls, points or relief holes are examples of molded in steel flat products or molded components, in particular punched or cut edges that are differently deformed further and charged in practical use. Such edges are high in practical use of the respective flat steel product or molded therefrom component
  • Edge crack sensitivity is of particular importance, are body or structural components of vehicles. In these components are regularly cut openings, recesses or the like in order to meet the component intended respective function or the requirements of lightweight construction. When driving, the components are exposed to high dynamically changing loads, such as occur for example in an automobile, which runs on a poor road and is exposed to massive shock loads. Practical investigations show that it always comes back to damage due to cracks, which emanate from a cutting edge of the component.
  • the object was to develop a flat steel product which has a minimized edge crack sensitivity over a broad temperature spectrum and consists of a steel which consists of the most cost-effective alloying elements possible
  • the invention has achieved this object in that such a flat steel product according to claim 1 is formed.
  • a hot-rolled flat steel product according to the invention is accordingly produced from a complex phase steel, also referred to as "CP steel" in the state of the art, and has a hole expansion of at least 60% determined in accordance with ISO 16630: 2009 as well as, in each case, determined according to DIN EN ISO 6892 -1: 2014, a yield strength Rp0,2 of at least 660 MPa, a tensile strength Rm of at least 760 MPa and an elongation at break A80 of at least 10%.
  • CP steel complex phase steel
  • flat steel product consists of (in% by weight)
  • % S respective S-content, where% S can also be "0".
  • the constituents of the microstructure of a flat steel product according to the invention specified in area% are determined by light microscopy in a manner known per se. For this purpose, cross sections are considered. In practice, the following can then be used to determine the area proportions of the respective structural phases "bainite”, “ferrite”, “martensite” and “cementite”, for example:
  • the transverse cuts are made in each case at five positions across the width of the starting and ending of the flat steel product at the hot rolling direction
  • Flat steel product corresponds and from an edge region which is located about 10 cm away from the right edge of the flat steel product.
  • the cuts in core layer, at 1/3-sheet thickness and on both surfaces are examined.
  • the sections are polished and etched with 1% HNO3 acid. In each situation, three shots are made with 1000x magnification.
  • the evaluated image section is for example 46 pm x 34.5 pm. The results of all image sections determined on the samples are arithmetically averaged.
  • the percentage of retained austenite stated in% by volume is determined by X-ray diffraction (X-ray diffraction "XRD") in accordance with DIN EN 13925.
  • ISO 16630 2009 specified procedure taking into account the following conditions: A test stamp with a diameter of
  • the test punch point angle is 60 °.
  • Test template inside diameter is 40 mm.
  • the test matrix radius is 5 mm.
  • the hold-down diameter is 55 mm.
  • the punching of the holes is done with a punching speed of 4 mm / s without
  • the hold-down force when punching the holes is 50 +/- 5 MPa.
  • the hold-down pressure between hold-down and test matrix applied during the hole widening test is without
  • the stamp speed is 1 mm / s. It will
  • Steel flat product has a yield strength Rp0.2 of at least 660 MPa, typically 660-830 MPa, a tensile strength Rm of at least 760 MPa and an elongation at break A80 of at least 10% (in each case determined according to DIN EN ISO 6893-1: 2014), without a pronounced
  • Notch impact values corresponding to a type II AK-T curve of at least 27J at test temperatures down to -80 ° C are notched impact values corresponding to a type II AK-T curve of at least 27J at test temperatures down to -80 ° C (so that its
  • Toughness and characterized by the high hole expansion values edge tear resistance are maintained even at low temperatures.
  • microstructure of a flat steel product according to the invention consists of at least 80 area% of bainite, with a completely bainitic structure in the technical sense with respect to the desired
  • Microstructure constituents in particular also the proportions of ferrite and martensite, optimally as low as possible.
  • the invention provides that the ferrite content in the structure of the flat steel product according to the invention is to be kept low, at least below 15 area%, in particular below 10 area% or, optimally, below 5 area%, should lie.
  • the martensite content in the microstructure is one
  • steel flat product according to the invention less than 15 area%, in particular less than 10 area% or, optimally, it is below 5 area%.
  • the invention is based on the finding that the total amount of bainite in the microstructure of the flat steel product according to the invention and the nature of the bainite are of particular importance with regard to the desired optimized coordination of the mechanical properties, in particular the high hole expansion values, of a flat steel product according to the invention achieved, has a special meaning.
  • bainite is a non-lamellar microstructure
  • Austenite grain boundaries From the starting point, ferritic plates, so-called “sub-units”, grow into the austenite, which consist of disperse-rich ferritic bainite with a maximum of 0.03% by weight of dissolved C. These build up in orientation of the austenite grain almost parallel to one another and form so-called “sheaves”, ie “bundles” or “packages.” The sub-units are only separated from each other by small-angle grain boundaries on which carbides may also be present. The sheaves, on the other hand, continue to grow within the austenite grain until they meet an obstacle or one another therefore numerous sheaves within a former austenite grain, which have many large-angle grain boundaries with an angle> 45 ° to each other. The largest possible number of large-angle grain boundaries between the sheaves is advantageous for achieving good edge crack resistance, as these are obstacles to the formation and propagation of
  • Microcracks serve.
  • Electron backscatter diffraction can determine. Generally, it can be assumed that the number of sheaves is decreasing
  • Austenite grain boundary increases, i. the Scheaves are smaller and thus the structure is finer.
  • a pronounced yield strength with so-called Lüders stretching is lacking in a flat steel product according to the invention due to its bainitic structure. Because of the predominantly bainitic microstructure of a flat steel product according to the invention, the mean free path of the dislocations of approximately twice the sheaf width can not build up an interaction in the form of a dislocation front in which the dislocations and the foreign atoms are formed by the formation of so-called "cotrell clouds". influence each other dynamically and would lead to said Lüders strain. Due to the lack of a pronounced yield strength is an optimal
  • contents of carbon "C" of 0.01-0.1% by weight ensure that bainite contents of at least 80 area% are present in the microstructure of the steel according to the invention.
  • these C contents ensure sufficient bainite strength. At least 0.01% by weight of C is required to form carbides and carbonitrides in a thermomechanical rolling in the presence of suitable carbide and carbonitride. Likewise, with C contents of at least 0.01% by weight in the steel according to the invention, the formation of pre-eutectoid ferrite in the course of thermomechanical rolling can be avoided.
  • the positive effects of the presence of C in the steel according to the invention can be used particularly reliably if the C content is at least 0.04% by weight. Contents of more than 0.1 wt .-% C, however, would lead to a drastic decrease in toughness and, consequently, to a poorer processability of the steel.
  • Silicon "Si" is contained in the complex phase steel of the present invention at levels of 0.1-0.45 wt% to retard carbide formation. Due to in consequence of the presence of Si in the inventive
  • Si contents of at least 0.1 wt .-%, optimally at least 0.2 wt .-%, required. At levels above 0.45% by weight of Si, there would be a risk of segregation near the surface. These segregations would not only cause surface defects and reduce the weldability, but also the suitability of products made of steel according to the invention, in particular flat steel products, such as sheets or strips, for coating with a metallic protective layer,
  • a Zn-based protective layer for example by hot dip coating or electrolytic coating
  • the Si content can be limited to at most 0.3 wt .-%.
  • Manganese "Mn” is contained in the complex phase steel according to the invention in contents of 1 - 2.5 wt .-%. Mn causes a strong
  • MnS Conversion kinetics of austenite to ferrite and thus contributes to the lowering of the bainite start temperature.
  • a low bainite start temperature has an effect favorable to the thermodynamic rolling out.
  • Mn contributes to the setting of as technically unavoidable
  • Contamination existing levels of sulfur at, if there are no sufficient amounts of other for the setting of S inventively provided elements, such as Ti, in the respective composite according to the invention steel alloy are present.
  • the setting of S can avoid hot cracks.
  • Mn can be used in the composite steel according to the invention in particular when the Mn content is at least 1.7% by weight.
  • too high Mn contents would entail the risk of segregation, which could lead to inhomogeneities in the distribution of the properties of the steel material according to the invention.
  • too high Mn contents would make it difficult to produce and transform the steel according to the invention.
  • These negative effects can be avoided with particular certainty that the Mn content of the steel according to the invention is limited to at most 1.9% by weight.
  • Aluminum "AI” in contents of 0,005 - 0,05 Gew. -% is used in the production of the steel according to invention for the deoxidation.
  • Al contents of at least 0.02 wt .-% may be advantageous. Too high Al contents, however, would reduce the castability of the steel.
  • Chromium "Cr” retards the pre-eutectic in a dissolved form
  • the steel of a flat steel product according to the invention contains Cr in contents of 0.5-1% by weight.
  • the positive effects of Cr can be used with particular certainty that the Cr content of the steel according to the invention is at least 0.6% by weight, in particular at least 0.65% by weight. Cr contents of at least 0.69 wt .-% have been found to be particularly advantageous. Cr contents of up to 0.8% by weight are particularly effective.
  • Mo also delays all phase transformation operations. This delay can go so far that there is a spatial separation of the ferrite-bainite phase regions in the ZTU diagram. At the same time, Mo lowers the
  • Bainite start temperature ie the temperature at which bainite formation begins. Mo also prevents the border segregation of other elements (eg phosphorus). In order to use these effects also in the steel according to the invention, the Mo content is at least 0.05% by weight, in particular at least 0.1% by weight. In the prior art, the positive effects of Mo for setting the respectively required high mechanical properties, such as an optimized
  • Niobium "Nb” has comparable effects in the steel according to the invention as Mo. Nb is by forming fine precipitates one of
  • Nb positively influences the recrystallization and thermomechanical rolling conditions.
  • a content of at least 0.01 wt .-% Nb is required, with contents of at least 0.045 wt .-% have proven to be particularly advantageous.
  • Nb contents of more than 0.1% by weight should be avoided because Nb contents above this limit would lead to the formation of coarser carbides and to a reduction in weldability.
  • the effect of Nb in the steel according to the invention can be used particularly effectively if the Nb content is reduced to max. 0.06 wt.% Is limited. Practical experiments have shown that at Nb contents of 0.045-0.06% by weight and at
  • Titanium "Ti” also forms fine carbides or carbonitrides, which cause a strong increase in strength. Contains for this purpose
  • Efficiency in this regard can be achieved by limiting the Ti content to at most 0.13% by weight.
  • the Ti content and the N content of a steel according to the invention interact.
  • inital TiN forms whose presence also improves the mechanical properties
  • Carbon equivalent which is low, regardless of which of the methods known in the art it is calculated, is low.
  • One of the most common methods for calculating the carbon equivalent is specified in the Steel-Iron-Material-Sheet SEW 088 Beiblatt 1: 1993-10. The hereafter intended for flat steel products according to the invention
  • Carbon equivalent CET is regularly at values of not more than 0.45%, preferably at values of not more than 0.30%.
  • the titanium nitrides effectively counteract significant grain coarsening and at the same time act as nuclei for crystal formation within the melt.
  • the size of initially formed TiN particles is particularly dependent on the Ti: N ratio.
  • the larger the value of the Ti / N ratio the more finely divided TiN particles are precipitated from a temperature of about 1300 ° C in the steel solidification, since all N atoms with Ti atoms can rapidly form a compound. Due to the fine distribution and small initial size of the TiN precipitates, excessive growth of the particles is prevented, which could otherwise occur as a result of Ostwald ripening between 1300 - 1 00 ° C during slab cooling and Ofenacre.
  • the ratio of Ti divided by the Ti content and the N content% N can be% Ti /% N
  • Nitrogen "N” is contained in the steel of the present invention at levels of 0.001-0.009% by weight to permit the formation of nitrides and carbonitrides. This effect can be achieved particularly reliably at N contents of at least 0.003% by weight. At the same time, the N content is max. 0.009 wt .-% in the steel according to the invention so limited that coarse Ti nitrides are largely avoided. To achieve this, the N content can be reduced to max. 0.006 wt .-% be limited.
  • Sulfur "S” and phosphorus "P” are among the generally undesirable impurity constituents of a steel according to the invention, but in the course of melting they are technically unavoidably introduced into the steel.
  • S forms the ductile compound MnS with Mn. This phase extends in the rolling direction during hot rolling and has a strong negative effect on the edge crack sensitivity due to its low strength compared to other phases. That's why the sulfur content should be
  • TiS titanium sulfide
  • T14C2S2 C titanium carbosulfide
  • % Ti> (48/14)% N + (48/32)% S are, moreover, the Ti content% Ti, the N content% N and the S content% S of a steel according to the invention in relation to each other, that a sufficient formation of nucleation sites for the bainitic transformation by TiN and an optimized fineshness after welding is ensured.
  • Nb content% Nb, the C content% C, N content% N and the S content% S of a steel according to the invention are coordinated so that an optimized Feinkömmaschine by the formation of a sufficient number of nucleation sites and an optimized Strength through the formation of Nb (C, N) taking into account the previously occurring setting of N by Ti. This can be expressed through the relationship
  • Copper "Cu” also passes in the course of steel production as a rule unavoidable accompanying element in the steel according to the invention.
  • the presence of higher levels of Cu would only contribute to a small extent to the increase in strength and would also have a negative impact on the formability of the steel. To the therefore predominantly negative
  • the Cu content in the steel according to the invention to at most 0.1 wt .-%, in particular at most 0.06 wt .-%, limited.
  • Magnesium "Mg” in the steel according to the invention also constitutes an accompanying element that inevitably enters the steel in the course of steel production.
  • Mg can be used for deoxidizing in the production of a steel according to the invention.
  • Mg forms with O and S fine oxides or sulfides, which can have a favorable effect on the ductility of the steel in the region of the heat-affected zone surrounding the respective weld during welding, by reducing the grain growth.
  • the Mg content of a steel according to the invention is limited to max. 0.0005% by weight
  • the content of oxygen "0" of a steel according to the invention is limited to max. 0.01 wt .-% limited to avoid the formation of coarse oxides, which would bring the risk of embrittlement of the steel.
  • One or more elements from the group "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" may optionally be added to the steel according to the invention to achieve certain effects.
  • the following specifications apply to the contents of the respectively optionally available alloying elements of this group:
  • Nickel “Ni” may be present at levels of up to 1% by weight. Ni increases the strength of the steel. At the same time, Ni contributes to the improvement of low-temperature toughness (eg Charpy DIN EN ISO 148: 2011 impact test). Furthermore, the presence of Ni improves the
  • Ni is only added as needed if a further enhancement of this property is desired. From a cost-benefit point of view, Ni contents of max. 0.3 wt .-% as particularly appropriate.
  • Boron “B” can optionally be added to the steel according to the invention to retard the bainitic transformation and to promote the formation of needle-like structures in the structure of the steel according to the invention.
  • B effects this enhancement of the conversion delays (ferrite-bainite and bainite-martensite).
  • the steel according to the invention in the time-temperature transformation diagram (“ZTU diagram") has a very well-defined bainite region, which results in the cooling of the steel with comparatively low and widely varied cooling rates of For example, 5 - 50 ° C / s can be achieved.
  • Nb Nb
  • Negative effects of the presence of B, as well as the risk of grain boundary segregation, can be avoided by reducing the B content to max. 0.005 wt .-%, in particular 0.003 wt .-%, wherein the positive effects of the presence of B at levels of at least 0.0015 wt .-% can be safely used.
  • Vanadium "V” may also optionally be added to a steel according to the invention to obtain fine V carbides or V carbonitrides in the microstructure of the steel and, as discussed above, in combination with B to form a distinctly exposed bainite region in the ZTU diagram promote. These positive effects can be safely used if at least 0.06 wt .-% V contained in the steel. Negative effects of the presence of V, such as the formation of V in
  • V content in the alloyed steel according to the invention is limited to at most 0.3 wt .-%, in particular at most 0.15 wt .-%.
  • Ca may be selectively present in the steel of the present invention at levels of 0.0005-0.005 weight percent to facilitate molding of non-metallic inclusions (predominantly sulfides, eg, MnS) which, if present, could increase edge crack sensitivity to effect.
  • Ca is an inexpensive element for deoxidizing if particularly low oxygen contents are to be set in order to reliably avoid, for example, the formation of harmful Al oxides in the steel according to the invention.
  • Ca can contribute to the setting of S present in the steel. Ca makes up together With Al spherical calcium-aluminum oxides and thereby integrates sulfur on the surface of the calcium-aluminum oxides with a.
  • Zirconium "Zr”, tantalum “Ta” or tungsten “W” can optionally also be added to the steel according to the invention in order to promote the formation of a fine-grained microstructure by forming carbides or carbonitrides.
  • the contents of Zr, Ta or W contents in a steel according to the invention are set such that from a cost-benefit point of view and with regard to possibly negative effects of the presence of too large contents, such as an impairment of the cold workability of the steel according to the invention the sum of the contents of Zr, Ta and W is at most 2% by weight.
  • Rare earth metals "REM” can be added to the steel of the present invention at levels of 0.0005-0.05% by weight
  • nonmetallic inclusions predominantly sulfides, e.g., MnS
  • REM can contribute to grain refining.
  • Levels of REM above about 0.05% by weight should be avoided since such high levels may entail the risk of clogging and thus adversely affect the castability of the steel.
  • the invention is therefore based on the idea that only low levels of molybdenum are to be used, but that a complete substitution of Mo is not expedient. Therefore, a steel according to the invention contains an obligatory constituent of 0.05-0.1 wt.% Mo.
  • contents of Cr and Nb are present at a very low carbon content, in order to achieve the advantageous effect of higher Mo known from the prior art To substitute levels.
  • the combination according to the invention of the C, Mo, Cr and Nb contents achieves optimized precipitation behavior.
  • the carbides are finer, retard thereby retard the re-crystallization of austenite even more during thermomechanical rolling and thereby contribute particularly strong to the structural refinement of the bainite obtained in the flat steel product.
  • Alloying elements C, Si, Mn, Ni, Cr and Mo can determine the hardness of the steel flat product according to the invention in the microstructure while at the same time taking into account the hardness setting
  • Cooling rates are specifically influenced.
  • the central goal is to set the hardness of the phase components so that they do not deviate too much from one another.
  • HvM 127 + 949% C + 27% Si + 11% Mn + 8% Ni + 16% Cr + 21 * ln dT / dt, and the theoretical hardness HvF of the structure of the flat steel product
  • the ratio (Hv - HvB) / Hv describes the difference in hardness between the theoretical total hardness and the bainite hardness as dominating phase and as such is an indication of the homogeneity of the hardness distribution in the structure of a flat steel product according to the invention
  • the bainitic phase dominating the steel flat product according to the invention ie, the smaller the deviation between the hardness Hv and the hardness HvB, the better the behavior of a flat steel product according to the invention in hole widening.
  • the same purpose may be served if, in the presence of ferrite in the structure of the flat steel product for those already mentioned above
  • the ratio (HvB - HvF) / HvF describes the difference between the theoretical hardness HvB of the structure of an inventive
  • Phase boundaries can have.
  • Steel according to the invention are coordinated so that the calculated according to formula (3) theoretical hardness HvB of the structure of In the case of bainites containing flat steel products, the amount of theoretical hardness of the ferrite contained in the structure of the steel may not exceed 35% of the theoretical hardness calculated in accordance with formula (6).
  • the risk of microcracks arising from phases in the structure between which differences in strength exist may be minimized out.
  • By limiting the deviation of the theoretical hardnesses HvB and HvF in the manner according to the invention by suitably coordinating the contents of the alloy constituents, it is possible to ensure an optimized distribution of properties in the flat steel product according to the invention, also with regard to the hole expansion behavior.
  • % Nb respective Nb content
  • % N respective N content
  • % S respective S-content, where% S can also be "0"; b) pouring the melt into a precursor; c) heating the precursor to a 1100-300 ° C amount
  • the initial rolling temperature WAT of the precursor at the start of hot rolling is 1000-1250 ° C and the final rolling temperature WET of the finish hot-rolled strip is 800-950 ° C, and
  • the hot rolling is carried out in a temperature range RLT-RST with a decrease ratio d0 / d1 of at least 1.5
  • thermomechanical hot rolling process carried out as operating step d) before the cooling phase in which the phase transformation takes place.
  • Thermomechanical rolling is here to produce as many nucleation sites as possible as a starting point for the crystal formation just before the phase transformation. For this, a recrystallization of the austenite during rolling above the Ac3 temperature of the steel must be suppressed.
  • this first step in the sense of a conventional pre-rolling can be carried out under consideration of the conditions mentioned here.
  • the first rolling step may also comprise more than one hot rolling pass. It is important that in the course of the first rolling step or pre-rolling the recrystallization is still complete and should not be hindered.
  • the subsequent rolling passes in the hot-rolled finishing section are then carried out in such a way that the recrystallization is steadily more strongly inhibited. This happens predominantly by precipitations of the added alloying elements, which exert a direct effect on the recrystallization boundaries.
  • the RLT Recrystallization Limit Temperature
  • the RST Recrystallization Limit Temperature
  • RLT and RST are always above the Ac3 temperature of the steel, with the RST being the lowest temperature to start the pancaking process of the austenite grains. Between the RLT and RST temperature is about 30%
  • Tnr non-recrystallization temperature
  • Tnr is meant the temperature at which a complete static recrystallization is largely suppressed and only a fraction of 30% can recrystallize. This is required to create a pancake structure
  • the invention stipulates that the acceptance ratio d0 / d1 defined as the quotient of the initial thickness d0 and the final thickness d1 should amount to at least 1.5. Optimized pancake structures are obtained when the decrease ratio d0 / d1 at the Tnr temperature is about 2.
  • thermomechanical rolling when the thickness decrease achieved over the entire temperature range RLT - RST, in which the recrystallization is avoided, results in a decrease ratio d0 / d1 of more than 6.
  • thermo - mechanical rolling in the temperature range RLT - RST it has proved to be expedient if the difference WAT - WET between the hot rolling start temperature WAT and the
  • Hot rolling end temperature WET is more than 150 ° C, in particular at least 155 ° C.
  • the cooling rate of the cooling between the end of the hot rolling and the beginning of the hasp should be at least 15 K / s, in particular higher than 15 K / s, and preferably more than 25 K / s, in particular more than 40 K / s.
  • the specifications according to the invention within an available intensive cooling time of typically ten Seconds to achieve a complete bainitic transformation to form a fine texture.
  • Nb one of the most effective elements for the recrystallization delay Nb is its ability to form fine precipitates in high temperature ranges. By deliberately adding Nb, it is therefore possible to influence the illustrated temperature limits and in particular the position of the Tnr. At the same time, Nb delays very effectively the phase transformation (so-called solute drag effect) through the formation of precipitates.
  • the carbon saturation of bainitic ferrite is 0.02-0.025%, which means that stoichiometrically, the carbon for the
  • claimed alloy spans the carbide formers is.
  • the reel temperature HT is at least 350 ° C. lower
  • Coiler temperature values would lead to an undesirably increased martensite content in the microstructure of the resulting hot-rolled steel flat product.
  • the reel temperature is limited to 600 ° C or less, because higher
  • Affect hole widening properties It is therefore desirable to have as uniform a bainitic structure as possible.
  • Reel temperature HT readily throughout the invention be selected range, with reel temperatures of 350 - 550 ° C have proven particularly useful here.
  • Hot-dip coating applied metallic protective coating Zn-based it may be expedient to adjust the Si content of the steel constituting the flat steel product in the manner already explained above.
  • the molten steel A - M indicated in Table 1 have been melted, of which the melts D - G are alloyed according to the invention, whereas the melts A - C and H - M are not according to the invention.
  • the slabs are after thorough heating in the temperature range of 1000 - 1300 ° C with a hot rolling start temperature WAT in a
  • Hot strips undergo a thermomechanical rolling, in which they over a temperature range RLT - RST with a
  • Total decrease ratio d0 / d1gesges have been deformed, wherein at the non-recrystallization temperature Tnr in each case a decrease ratio d0 / d1 Tnr has been observed.
  • the hot rolling was finished with a hot rolling end temperature WET.
  • the hot tapes with this temperature WET coming out of the hot rolling stand are with a cooling rate t8 / 5 on the respective
  • % Mo respective Mo content of the steel calculated for a 3 mm thick sheet, the decrease ratio d0 / d1ges, the decrease ratio d0 / d1Tnr, the cooling rate t8 / 5, and the coiling temperature HT are indicated.

Abstract

Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes, kostengünstig legiertes Stahlflachprodukt mit minimierter, durch eine Lochaufweitung von min. 60 % charakterisierter Kantenrissempfindlichkeit, guter Schweißeignung und einer Dehngrenze Rp0,2 von min. 660 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von min. 760 MPa und einer Bruchdehnung A80 von min. 10 %. Das Stahlflachprodukt ist aus einem Komplexphasenstahl hergestellt, der aus (in Gew.-%) C: 0,01 - 0,1 %, Si: 0,1 - 0,45 %, Mn: 1 - 2,5 %, AI: 0,005 - 0,05 %, Cr: 0,5 - 1 %, Mo: 0,05 - 0,15 %, Nb: 0,01 - 0,1 %, Ti: 0,05 - 0,2 %, N: 0,001 - 0,009 %, P: < 0,02 %, S: < 0,005 %, Cu: < 0,1 %, Mg: < 0,0005 %, O: < 0,01 %, jeweils optional einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co " mit der Maßgabe Ni: < 1 %, B: < 0,005 %, V: < 0,3 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %, Zr, Ta, W: in Summe < 2 %, REM: 0,0005 - 0,05 %, Co: < 1 %, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei für die Gehalte %Ti, %Nb, %N, %C, %S des Komplexphasenstahls an Ti, Nb, N, C und S gilt: (1) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S (2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S und wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts aus (in Flächen-%) =; 80 % Bainit, aus < 15 % Ferrit, aus <15 % Martensit, aus <5 % Zementit und < 5 Vol.-% Restaustenit besteht. Darüber hinaus nennt die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.

Description

Warmgewalztes Stahlflachprodukt bestehend aus einem
Komplexphasenstahl mit überwiegend bainitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, das aus einem Komplexphasenstahl mit einem überwiegend bainitischen Gefüge besteht und über überlegene mechanische Eigenschaften, exzellente
Schweißeignung sowie eine gute Umformbarkeit verfügt, die sich in einem optimierten Lochaufweitungsvermögen äußert.
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts.
Wenn im vorliegenden Text Angaben zu Legierungsgehalten einzelner Elemente im erfindungsgemäßen Stahl gemacht werden, beziehen diese sich immer auf das Gewicht (Angabe in Gew.-%), sofern nichts anderes angegeben ist. Die zu den Anteilen des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahls gemachten Angaben beziehen sich im vorliegenden Text dagegen auf den Anteil, den der jeweilige Gefügebestandteil an einer Schnittfläche eines aus erfindungsgemäßem Stahl erzeugten Produkts einnimmt (Angabe in F!ächen-%), soweit nicht anders angegeben.
Bei den erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten handelt es sich um Walzprodukte, wie Stahlbänder, Stahlbleche oder daraus gewonnene Zuschnitte und Platinen, deren Dicke wesentlich geringer ist als ihre Breite und Länge. Aus der EP 1 636 392 B1 ist ein warmgewalztes, hochfestes Stahlblech mit einem überwiegend bainitischen oder ferritischen Gefüge bekannt, das eine überlegene Formbarkeit besitzen soll. Dabei werden im Sinne dieses
Standes der Technik solche Stahlbleche als hochfest angesehen, die eine Zugfestigkeit von mindestens 440 MPa besitzen. Ein entsprechend beschaffenes Stahlblech soll dazu neben Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen aus (in Gew.-%) C: 0,01 - 0,2 %, Si: 0,001 - 2,5 %, Mn: 0,01 - 2,5 %, P: bis zu 0,2 %, S: bis zu 0,03 %, AI: 0,01 - 2 %, N: bis zu 0,01 % und O: bis zu 0,01 % bestehen, wobei der Stahl zusätzlich optional in Summe 0,001 - 0,8 Gew.-% Nb, Ti oder V sowie B: bis zu 0,01 %, Mo: bis zu 1 %, Cr: bis zu 1 %, Cu: bis zu 2 %, Ni: bis zu 1 %, Sn: bis zu 0,2 %, Co: bis zu 2 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %, Rem: 0,001 - 0,05 %, Mg: 0,0001 - 0,05 %, Ta: 0,0001 - 0,05 % enthalten kann.
Des Weiteren ist aus der WO 2016/005780A1 ein warmgewalztes
Stahlflachprodukt bekannt, das eine Dehngrenze von mehr als 680 MPa und bis 840 MPa, eine Festigkeit von 780 - 950 MPa, eine Bruchdehnung von mehr als 10 % und eine Lochaufweitung von mindestens 45 % aufweist. Dabei besteht das Stahlflachprodukt aus einem Stahl, der (in Gew.-%) 0,04 - 0,08 % C, 1 ,2 1 ,9 % Mn, 0,1 - 0,3 % Si, 0,07 - 0,125 % Ti, 0,05 - 0,35 % Mo, 0,15% - 0,6 %, falls der Mo-Gehalt 0,05 - 0,11 % beträgt, oder 0,10 - 0,6 % Cr, falls der Mo-Gehalt 0,11 - 0,35 % beträgt, bis zu 0,045 %, bis zu 0,005 - 0,1 % AI, 0,002 % - 0,01 % N, bis zu 0,004 % S, bis zu 0,020 % P sowie optional 0.001 - 0.2 % V, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Gefüge des Stahlflachprodukts enthält mehr als 70 Flächen-% körnigen Bainit und weniger als 20 Flächen-% Ferrit, wobei der Rest des Gefüges aus niedrigem Bainit, Martensit sowie Restaustenit besteht und die Summe des Martensit- und Restaustenitanteils weniger als 5 % beträgt. Abgesehen von der Maßgabe, dass es sich bei dem im Gefüge enthaltenen Bainit um körnigen Bainit handeln soll, der sich von dem sogenannten höheren und niedrigeren unterscheidet, werden dabei jedoch keine weiteren Angaben zu der Art und Beschaffenheit gemacht, in der der Bainit vorliegen soll, um ein optimiertes Eigenschaftsprofil, insbesondere im Hinblick auf das
Lochaufweitungsverhalten, zu gewährleisten.
Eine steigende Festigkeit von Stählen geht in der Regel mit einer
verminderten Formbarkeit einher, wobei ein Kriterium für die Verformbarkeit die Kantenrissempfindlichkeit darstellt. Kragenzüge, Durchstellungen oder Entlastungslöcher sind Beispiele für in Stahlflachprodukte oder daraus geformte Bauteile eingeformte, insbesondere gestanzte oder geschnittene Kanten, die unterschiedlich weiterverformt und im praktischen Einsatz belastet werden. Werden solche Kanten im praktischen Einsatz des jeweiligen Stahlflachprodukts oder daraus geformten Bauteils hohen
Belastungen ausgesetzt, können von den Kanten Risse ausgehen, die schließlich zum Versagen des Bauteils führen.
Ein typisches Beispiel für Blechbauteile, bei denen die
Kantenrissempfindlichkeit von besonderer Bedeutung ist, sind Karosserieoder Strukturbauteile von Fahrzeugen. In diese Bauteile sind regelmäßig Öffnungen, Ausnehmungen oder desgleichen eingeschnitten, um der dem Bauteil zugedachten jeweiligen Funktion oder den Anforderungen an den Leichtbau gerecht zu werden. Im Fahrbetrieb sind die Bauteile hohen dynamisch wechselnden Belastungen ausgesetzt, wie sie beispielsweise bei einem Automobil auftreten, das auf einer schlechten Wegstrecke fährt und dabei massiven Stoßbelastungen ausgesetzt ist. Praktische Untersuchungen zeigen, dass es dabei immer wieder zu Beschädigungen in Folge von Rissen kommt, die von einer Schnittkante des Bauteils ausgehen.
Da die Komplexität der Form von aus Stählen der hier in Rede stehenden Art gefertigten Konstruktionen steigt und immer höhere Anforderungen an die Festigkeit der Stähle gestellt werden, besteht ein Bedarf an
Stahlwerkstoffen, die nicht nur maximierte Festigkeiten, sondern auch eine geringe Kantenrissneigung aufweisen. Als Maß für die Kantenrissneigung wird üblicherweise das gemäß ISO 16630:2009 bestimmte
Lochaufweitungsvermögen herangezogen. Dabei werden zur realitätsnahen Abbildung die Untersuchungsbedingungen innerhalb der gemäß der Norm zulässigen weiten Spannen so gewählt, dass sie höchste Ansprüche an das Lochaufweitungsvermögen wiederspiegeln.
Vor dem Hintergrund des Standes der Technik bestand die Aufgabe, ein Stahlflachprodukt zu entwickeln, das über ein breites Temperaturspektrum eine minimierte Kantenrissempfindlichkeit besitzt und aus einem Stahl besteht, der aus möglichst kostengünstigen Legierungselementen
zusammengesetzt ist und eine gute Eignung für die Verschweißung mit gängigen Schweißverfahren zeigt.
Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen
Stahlflachprodukts angegeben werden.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt hat die Erfindung diese Aufgabe dadurch gelöst, dass ein solches Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 1 ausgebildet ist.
Ein die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß lösendes
Verfahren ist in Anspruch 10 angegeben.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen
Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
Ein erfindungsgemäßes, warmgewalztes Stahlflachprodukt ist demgemäß aus einem Komplexphasenstahl, in der Fachsprache auch als "CP-Stahl" bezeichnet, hergestellt und weist im erfindungsgemäßen Zustand eine gemäß ISO 16630:2009 bestimmte Lochaufweitung von mindestens 60 % sowie, jeweils bestimmt nach DIN EN ISO 6892-1 :2014, eine Dehngrenze Rp0,2 von mindestens 660 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 760 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mindestens 10 % auf.
Der Komplexphasenstahl eines erfindungsgemäßen warmgewalzten
Stahlflachprodukts besteht dazu erfindungsgemäß aus (in Gew.-%)
C: 0,01 - 0,1 %,
Si: 0,1 - 0,45 %,
Mn: 1 2,5 %,
AI: 0,005 - 0,05 %,
Cr: 0,5 - 1 %,
Mo: 0,05 - 0,15 %,
Nb: 0,01 - 0,1 %,
Ti: 0,05 - 0,2 %,
N: 0,001 - 0,009 %,
P: weniger als 0,02 %,
S: weniger als 0,005 %,
Cu: bis zu 0,1 %,
Mg: bis zu 0,0005 %,
0: bis zu 0,01 %,
jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elemente aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co " mit folgender Maßgabe
Ni: bis zu 1 %,
B: bis zu 0,005 %,
V: bis zu 0,3 %,
Ca: 0,0005 - 0,005 %,
Zr, Ta, W: in Summe bis zu 2 %,
REM: 0,0005 - 0,05 %,
Co: bis zu 1 %,
und als Rest aus Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei die Gehalte des Komplexphasenstahls an Ti, Nb, N, C und S folgende Bedingungen erfüllen:
( 1 ) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S
mit %Ti: jeweiliger Ti-Gehalt,
%Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,
%N: jeweiliger N-Gehalt,
%C: jeweiliger C-Gehalt,
%S: jeweiliger S-Gehalt, wobei %S auch "0" sein kann.
Gleichzeitig besteht das Gefüge eines erfindungsgemäßen warmgewalzten
Stahlflachprodukts aus mindestens 80 Flächen-% Bainit, aus weniger als
15 Flächen-% Ferrit, aus weniger als 15 Flächen-% Martensit, aus weniger als 5 Flächen-% Zementit und aus weniger als 5 Vol.-% Restaustenit. Der Rest des Gefüges kann selbstverständlich durch solche hier nicht genannten, jedoch technisch unvermeidbar vorhandene Phasen eingenommen werden, die in so geringen Anteilen vorliegen, dass sie keine Wirkung auf die Eigenschaften des erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukts haben.
Wie oben erwähnt, werden die in Flächen-% angegebenen Bestandteile des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in an sich bekannter Weise lichtmikroskopisch bestimmt. Hierzu werden Querschliffe betrachtet. In der Praxis kann dann zur Ermittlung der Flächenanteile der jeweiligen Gefügephasen "Bainit", "Ferrit", "Martensit" und "Zementit" beispielsweise wie folgt vorgegangen werden:
Die Querschliffe werden jeweils am bezogen auf die Warmwalzrichtung Anfang und Ende des Stahlflachprodukts an fünf Positionen über die Breite des
Stahlflachprodukts verteilt entnommen und zwar aus einem Randbereich, der 10 cm von der linken Kante des Stahlflachprodukts entfernt ist, aus einem Bereich des Stahlflachprodukts, der in einem Abstand zum linken Rand angeordnet ist, der einem Viertel der Breite des Stahlflachprodukts entspricht, aus dem Bereich der Mitte (halbe Breite) des Stahlflachprodukts, aus einem Bereich des
Stahlflachprodukts, der in einem Abstand zur rechten Kante des
Stahlflachprodukts angeordnet ist, der einem Viertel der Breite des
Stahlflachprodukts entspricht und aus einem Randbereich, der etwa 10 cm entfernt von der rechten Kante des Stahlflachprodukts angeordnet ist. Über die Banddicke werden die Schliffe in Kernlage, bei 1/3-Blechdicke und an beiden Oberflächen untersucht. Für die lichtmikroskopische Untersuchung werden die Schliffe poliert und mit 1 %iger HNO3-Säure geätzt. In jeder Lage werden drei Aufnahmen mit 1000-facher Vergrößerung gemacht. Der ausgewertete Bildausschnitt beträgt beispielsweise 46 pm x 34,5 pm. Die an den Proben ermittelten Ergebnisse aller Bildausschnitte werden arithmetisch gemittelt.
Der in Vol.-% angegebene Restaustenitanteil wird mittels Röntgenbeugung (x-ray diffraction "XRD") gemäß DIN EN 13925 bestimmt.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich durch eine
Lochaufweitung von mindestens 60 % aus, wobei Lochaufweitungen von mindestens 80 % regelmäßig erreicht werden. Die Lochaufweitungen
erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte werden im Rahmen des durch die
ISO 16630:2009 vorgegebenen Vorgehens unter Berücksichtigung folgender Maßgaben bestimmt: Es wird ein Prüfstempel mit einem Durchmesser von
50 mm verwendet. Der Prüfstempel-Spitzenwinkel beträgt 60°. Der
Prüfmatrizen-Innendurchmesser beträgt 40 mm. Der Prüfmatrizen-Radius beträgt 5 mm. Der Niederhalter-Durchmesser beträgt 55 mm. Das Stanzen der Löcher erfolgt mit einer Stanzgeschwindigkeit von 4 mm/s ohne
zusätzliches Schmiermittel. Die Niederhalter-Kraft beim Stanzen der Löcher beträgt 50 +/- 5 MPa. Der während des Lochaufweitungstests aufgebrachte Niederhalterdruck zwischen Niederhalter und Prüfmatrize beträgt ohne
zusätzliches Schmiermittel ebenfalls 50 +/- 5 MPa. Die Prüftemperatur
beträgt 20 °C. Die Stempelgeschwindigkeit beträgt 1 mm/s. Es werden
Proben von einem warmgewalzten Stahlband untersucht. Die Proben
stammen jeweils von Bandanfang und Bandende. Sie werden aus dem linken und rechten Randbereich des Stahlbands, aus einem Bereich, der in einem Abstand, welcher einem Viertel der Bandbreite entspricht, vom linken Rand des Stahlbands angeordnet ist, aus einem Bereich, der in einem Abstand, welcher einem Viertel der Bandbreite entspricht, vom rechten Rand des Stahlbands angeordnet ist, und aus dem Bereich der Bandmitte entnommen. Je Versuch werden pro Position (linker Rand, linkes Viertel der Bandbreite, Bandmitte, rechtes Viertel der Bandbreite, rechter Randbereich) zwei Proben getestet. Die Ergebnisse aller Proben eines Bandes werden arithmetisch gemittelt.
Gleichzeitig besitzt ein erfindungsgemäß zusammengesetztes
Stahlflachprodukt eine Dehngrenze Rp0,2 von mindestens 660 MPa, typischerweise 660 - 830 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 760 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mindestens 10 % (jeweils bestimmt gemäß DIN EN ISO 6893-1 :2014), ohne dass es eine ausgeprägte
Streckgrenze zeigt.
Dabei weist der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gemäß DIN EN ISO 148 in der aktuellen Fassung ermittelte hohe
Kerbschlagarbeitswerte entsprechend einer AK-T-Kurve des Typs II von mindestens 27J bei Prüftemperaturen bis -80°C auf(, so dass seine
Zähigkeit und die durch die hohen Lochaufweitungswerte charakterisierte Kantenrissunempfindlichkeit auch bei tiefen Temperaturen erhalten bleiben.
Das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht zu mindestens 80 Flächen-% aus Bainit, wobei sich ein im technischen Sinne vollständig bainitisches Gefüge im Hinblick auf die angestrebte
Eigenschaftskombination eines erfindungsgemäßen Stahls als besonders vorteilhaft erweist. Dementsprechend sind die Anteile an anderen
Gefügebestandteilen, insbesondere auch die Anteile an Ferrit und Martensit, optimaler weise so gering wie möglich. . Mit steigendem Ferritgehalt würde sich darüber hinaus eine ausgeprägte Streckgrenze entwickeln. Aus diesem Grund sieht die Erfindung vor, dass der Ferritanteil im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gering zu halten ist, jedenfalls unterhalb von 15 Flächen-%, insbesondere unter 10 Flächen-% oder, optimaler Weise, unterhalb von 5 Flächen-%, liegen soll.
In gleicher Weise beträgt der Martensitanteil im Gefüge eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts weniger als 15 Flächen-%, insbesondere weniger als 10 Flächen-% oder, optimaler Weise, liegt er unterhalb von 5 Flächen-%.
Die Erfindung geht hierbei von der Erkenntnis aus, dass dem Gesamtanteil, den Bainit am Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts hat, und der Beschaffenheit des Bainits eine besondere Bedeutung im Hinblick auf die angestrebte optimierte Abstimmung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der hohen Lochaufweitungswerte, die ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt erzielt, eine besondere Bedeutung zukommt.
Der mikrostrukturelle Aufbau von Bainiten ist sehr komplex. Stark vereinfacht kann man sagen, dass Bainit ein nichtlamellarer Gefügemix aus
versetzungsreichem Ferrit und Karbiden ist. Daneben können noch weitere Phasen wie Restaustenit, Martensit oder Perlit vorliegen. Die bainitische Umwandlung startet an Keimstellen im Gefüge, z. B. den
Austenitkorngrenzen. Von dem Startpunkt aus wachsen ferritische Platten, sogenannte "Sub-Units", in den Austenit hinein, die aus versetzungsreichem ferritischen Bainit mit maximal 0,03 Gew.-% gelöstem C bestehen. Diese bauen sich in Orientierung des Austenitkorns nahezu parallel zueinander weiter auf und bilden so genannte„Sheaves", also„Bündel" oder„Pakete". Die Sub-Units sind lediglich durch Kleinwinkelkorngrenzen, auf denen auch Karbide vorliegen können, voneinander getrennt, beinhalten aber selber keine Karbide. Die Sheaves dagegen wachsen innerhalb des Austenitkorns so lange weiter, bis sie auf ein Hindernis bzw. aufeinander treffen. Es gibt daher zahlreiche Sheaves innerhalb eines ehemaligen Austenitkorns, die viele Großwinkelkorngrenzen mit einem Winkel >45° zueinander aufweisen. Eine möglichst große Anzahl der Großwinkelkorngrenzen zwischen den Sheaves ist vorteilhaft für die Erzielung einer guten Kantenrissbeständigkeit, da diese als Hindernisse für die Entstehung und Ausbreitung von
Mikrorissen dienen.
Bei einer isothermischen Umwandlung im Labor bilden die Sheaves meist eine ausgeprägt längliche Form. Bei der für die Praxis relevanten
kontinuierlichen Abkühlung im Coil entsteht dagegen ein sogenannter "granulärer" Bainit. Bei dieser Bainitform sind die Sheaves plattenförmig.
Aufgrund dieser Gefügebesonderheiten ist die Definition einer„feinen Gefügestruktur" bei bainitischen Gefügen der erfindungsgemäßen Art besonders schwierig. Einen Standard gibt es hierzu nicht. Eine Möglichkeit der Ermittlung der Feinheit eines bainitischen Gefüges könnte die
Dickenmessung der ehemaligen„pancaked" Austen itkörner darstellen, die man mittels EBSD ("EBSD" = Electron BackScatter Diffraction =
Elektronenrückstreubeugung) ermitteln kann. Generell kann davon ausgegangen werden, dass die Anzahl der Sheaves mit sinkender
Austenitkorngrenze zunimmt, d.h. die Scheaves kleiner sind und damit das Gefüge feiner ist.
Eine ausgeprägte Streckgrenze mit so genannter Lüdersdehnung fehlt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt aufgrund von dessen bainitischen Gefügen. Aufgrund der beim überwiegend bainitischen Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts geringen mittleren freien Weglänge (mean free path) der Versetzungen von ungefähr der doppelten Sheafbreite kann sich keine Wechselwirkung in Form einer Versetzungsfront aufbauen, bei der sich die Versetzungen und die Fremdatome durch Bildung so genannter "Cotrellwolken" gegenseitig dynamisch beeinflussen und zu besagter Lüdersdehnung führen würden. Durch das Fehlen einer ausgeprägten Streckgrenze ist ein optimales
Verhalten des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei der Umformung, wie beispielsweise bei der Einformung von Rohren oder Durchgängen, gesichert. Nachfolgend werden die Einflüsse der Legierungsbestandteile eines erfindungsgemäß zusammengesetzten Komplexphasenstahls im Einzelnen erläutert. Bei den Legierungselementen, für deren Gehalt jeweils nur eine Obergrenze angegeben ist, kann der Gehalt an dem betreffenden Legierungselement jeweils auch gleich "0" sein, also beispielsweise im Bereich der Nachweisgrenze oder darunter liegen oder zumindest so niedrig sein, so dass das Legierungselement im technischen Sinne keinerlei
Wirkung in Bezug auf das Eigenschaftsspektrum des erfindungsgemäßen Stahls hat.
Im erfindungsgemäßen Komplexphasenstahl stellen Gehalte an Kohlenstoff "C" von 0,01 - 0,1 Gew.-% sicher, dass im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls Bainit-Gehalte von mindestens 80 Flächen-% vorhanden sind.
Gleichzeitig gewährleisten diese C-Gehalte eine ausreichende Festigkeit des Bainits. Dabei sind mindestens 0,01 Gew.-% an C erforderlich, um bei einem thermomechanischen Walzen bei Anwesenheit geeigneter Karbid- und Karbonitridbildner Karbide und Karbonitride zu bilden. Ebenso lässt sich mit C-Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl die Bildung von voreutektoidem Ferrit im Zuge des thermomechanischen Walzens vermeiden. Besonders sicher lassen sich die positiven Effekte der Anwesenheit von C im erfindungsgemäßen Stahl nutzen, wenn der C-Gehalt mindestens 0,04 Gew.-% beträgt. Gehalte von mehr als 0,1 Gew.-% C würden allerdings zu einer drastischen Abnahme der Zähigkeit und damit einhergehend zu einer schlechteren Verarbeitbarkeit des Stahls führen. Zu hohe C-Gehalte würden zudem unerwünscht hohe Ferritanteile im Gefüge und ebenso unerwünschte größere Restaustenitanteile mit sich bringen und zudem die Bildung von unerwünscht groben Karbiden begünstigen. Damit einhergehend würde auch der Kantenrisswiderstand herabgesetzt. Desweitern würde mit höheren C-Gehalten die Schweißeignung abnehmen. Mögliche negative Einflüsse der erfindungsgemäß vorgesehenen C-Gehalte lassen sich deshalb durch einen auf höchstens 0,06 Gew.-% beschränkten C-Gehalt des erfindungsgemäßen Komplexphasenstahls besonders wirksam vermeiden.
Silizium "Si" ist im erfindungsgemäßen Komplexphasenstahl in Gehalten von 0,1 - 0,45 Gew.-% enthalten, um die Karbidbildung zu verzögern. Durch die in Folge der Anwesenheit von Si im erfindungsgemäßen
Komplexphasenstahl erzielte Verlagerung der Ausscheidung bei tieferer Temperatur werden feinere Karbide erreicht. Dies trägt zur Optimierung der Verformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls bei. Si in den
erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalten trägt zudem zur Erhöhung der Festigkeit durch Mischkristall-Härtung bei. Hierzu sind Si-Gehalte von mindestens 0,1 Gew.-%, optimaler Weise mindestens 0,2 Gew.-%, erforderlich. Bei über 0,45 Gew.-% liegenden Gehalten an Si würde die Gefahr der Seigerung in Oberflächennähe bestehen. Diese Seigerungen würden nicht nur Oberflächenfehler bewirken und die Schweißeignung herabsetzen, sondern auch die Eignung von aus erfindungsgemäßem Stahl gefertigten Produkten, insbesondere Stahlflachprodukten, wie Blechen oder Bändern, zur Beschichtung mit einer metallischen Schutzschicht,
insbesondere einer Zn-basierten Schutzschicht, beispielsweise durch Schmelztauchbeschichten oder elektrolytisches Beschichten,
verschlechtern. Um negative Effekte der Anwesenheit von Si im
erfindungsgemäßen Stahl besonders sicher zu vermeiden, kann der Si- Gehalt auf höchstens 0,3 Gew.-% beschränkt werden.
Mangan "Mn" ist im erfindungsgemäßen Komplexphasenstahl in Gehalten von 1 - 2,5 Gew.-% enthalten. Mn bewirkt eine starke
Mischkristallverfestigung, verzögert als Austenitbildner die
Umwandlungskinetik von Austenit zu Ferrit und trägt damit zur Absenkung der Bainitstarttemperatur bei. Eine niedrige Bainitstarttemperatur wirkt sich günstig auf das thermodynamische Walzen aus. Indem es MnS bildet, trägt Mn darüber hinaus zur Abbindung von als technisch unvermeidbare
Verunreinigung vorhandenen Gehalten an Schwefel bei, falls hierzu keine ausreichende Mengen an anderen zur Abbindung von S erfindungsgemäß vorgesehenen Elementen, wie Ti, in der jeweiligen erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahllegierung vorhanden sind. Durch die Abbindung von S lassen sich Heißrisse vermeiden. Diese positiven Effekte von Mn lassen sich im erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahl insbesondere dann nutzen, wenn der Mn-Gehalt mindestens 1 ,7 Gew.-% beträgt. Zu hohe Mn-Gehalte würden allerdings die Gefahr der Entstehung von Seigerungen mit sich bringen, die Inhomogenitäten bei der Verteilung der Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs nach sich ziehen könnten. Darüber hinaus würde bei zu hohen Mn-Gehalten die Erzeugung und Umformung des erfindungsgemäßen Stahls erschwert. Diese negativen Effekte können dadurch besonders sicher vermieden werden, dass der Mn-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 1 ,9 Gew.-% beschränkt wird.
Aluminium "AI" in Gehalten von 0,005 - 0,05 Gew.-% wird bei der Erzeugung des erfindungsgemäßen Stahls zur Desoxidation eingesetzt. Hierzu können AI-Gehalte von mindestens 0,02 Gew.-% vorteilhaft sein. Zu hohe AI-Gehalte würden jedoch die Vergießbarkeit des Stahls herabsetzen.
Chrom "Cr" verzögert zum einen in gelöster Form die voreutektoide
Ferritbildung (Phasenumwandlungsverzögerung) bei höheren Temperaturen. Des Weiteren wird Cr im erfindungsgemäßen Legierungskonzept
insbesondere zugegeben, um die C-Diffusion in den Restaustenit während der bainitischen Umwandlung zu reduzieren. Cr bildet erst bei vergleichbar tiefen Temperaturen, nämlich im Temperaturbereich der bainitischen
Umwandlung, Karbide. Im Kristallgitter verbliebener gelöster Kohlenstoff, der normalerweise aus den umgewandelten Gefügebereichen in die
austenitischen Bereiche diffundieren würde, wird vom Cr größtenteils abgebunden, sobald sich lokal Kohlenstoffgehalte > 0,03 % C ergeben (z.B. (Cr, Fe)4C, (Cr, Fe)7C3). Infolgedessen kann sich der Austenit nicht durch C- Anreicherung stabilisieren. Größere Anteile von Restaustenit im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls werden so vermieden. Ein weiterer positiver Effekt besteht darin, dass die Martensit-Start-Temperatur (Ms-Temperatur) sinkt. Hierdurch sinkt die Wahrscheinlichkeit, dass im weiteren Abkühlverlauf der Restaustenit martensitisch statt bainitisch umwandelt. Somit werden weitgehend Phasen mit großen Härteunterschieden vermieden und die Kantenrissempfindlichkeit gesenkt. Um diese Effekte zu erzielen, enthält der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts Cr in Gehalten von 0,5 - 1 Gew.-%. Dabei lassen sich die positiven Wirkungen von Cr dadurch besonders sicher nutzen, dass der Cr-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf mindestens 0,6 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,65 Gew.-%, beträgt. Cr-Gehalte von mindestens 0,69 Gew.-% haben sich hier als besonders vorteilhaft herausgestellt. Besonders effektiv wirken sich Cr- Gehalte von bis zu 0,8 Gew.-% aus.
Molybdän "Mo" in Gehalten von 0,05 - 0,15 Gew.-% führt im
erfindungsgemäßen Stahl zur Bildung feiner Karbide oder Karbonitride. Diese verzögern die Rekristallisation des Austenits im Warmwalzprozess und tragen, wie weiter unten im Einzelnen erläutert, zur Strukturfeinung bei, indem sie die Nichtrekristallisationstemperatur Tnr erhöhen. Durch die feine Struktur und die feinen Karbide wird eine Festigkeitssteigerung erzielt.
Dieser Effekt wird durch die erfindungsgemäß vorgesehene gleichzeitige Anwesenheit von Nb im erfindungsgemäßen Stahl zusätzlich verstärkt. Mo verzögert zudem alle Phasenumwandlungsvorgänge. Diese Verzögerung kann so weit gehen, dass es zu einer räumlichen Trennung der Ferrit-Bainit- Phasengebiete im ZTU-Diagramm kommt. Gleichzeitig senkt Mo die
Bainitstarttemperatur, d.h. die Temperatur, ab der die Bainitbildung einsetzt. Mo unterbindet darüber hinaus die Kongrenzensegregation von weiteren Elementen (z. B. Phosphor). Um auch beim erfindungsgemäßen Stahl diese Effekte zu nutzen, beträgt der Mo-Gehalt mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-%. Im Stand der Technik werden die positiven Effekte von Mo zur Einstellung der jeweils geforderten hohen mechanischen Eigenschaften, wie ein optimiertes
Lochaufweitungsvermögen, genutzt. Wegen der hohen Kosten, die mit hohen Mo-Gehalten einhergehen, ist der Mo-Gehalt eines
erfindungsgemäßen Stahls jedoch unter Kosten-Nutzen-Gesichtspunkten auf höchstens 0,15 Gew.-% beschränkt. Gleichzeitig sind die C-, Nb- und Cr- Gehalte des erfindungsgemäßen Stahls so eingestellt, dass trotz der vergleichbar geringen erfindungsgemäß vorgesehenen Mo-Gehalte mechanische Eigenschaften, insbesondere ein hohes
Lochaufweitungsvermögen, erzielt werden, die Eigenschaften von aus dem Stand der Technik bekannten, auf hohen Mo-Gehalten beruhenden
Legierungskonzepten mindestens gleich sind.
Niob "Nb" hat im erfindungsgemäßen Stahl vergleichbare Wirkungen wie Mo. Nb ist dabei durch Bildung feiner Ausscheidungen eines der
wirkungsvollsten Elemente für eine Rekristallisationsverzögerung in hohen Temperaturbereichen. Durch die Zugabe von Nb werden die Bedingungen für die Rekristallisation und das thermomechanische Walzen positiv beeinflusst. Um diese Effekte zu erzielen, ist ein Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% Nb erforderlich, wobei sich Gehalte von mindestens 0,045 Gew.-% als besonders vorteilhaft erwiesen haben. Nb-Gehalte von mehr als 0,1 Gew.-% sollten dagegen vermieden werden, weil über dieser Grenze liegende Nb-Gehalte zur Bildung gröberer Karbide und zur Verminderung der Schweißeignung führen würden. Besonders effektiv lässt sich die Wirkung von Nb im erfindungsgemäßen Stahl nutzen, wenn der Nb-Gehalt auf max. 0,06 Gew.% beschränkt ist. Praktische Versuche haben hier gezeigt, dass bei Nb-Gehalten von 0,045 - 0,06 Gew.-% und bei
gleichzeitiger Anwesenheit von 0,03 - 0,09 Gew.-% C im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls sehr feine Nb-Karbid- und Nb-Karbonitrid- Teilchen mit einem mittleren Durchmesser von 4 - 5 nm erzielt werden können.
Titan "Ti" bildet ebenfalls feine Karbide oder Karbonitride, die eine starke Festigkeitssteigerung bewirken. Zu diesem Zweck enthält
erfindungsgemäßer Stahl 0,05 - 0,2 Gew.-% Ti, wobei sich der positive Einfluss von Ti bei Ti-Gehalten von mindestens 0,1 Gew.-% besonders sicher nutzen lässt. Bei Gehalten von mehr als 0,2 Gew.-% ist der Effekt der Teilchenhärtung dagegen weitestgehend gesättigt. Eine optimale
Wirksamkeit in dieser Hinsicht kann dadurch erreicht werden, dass der Ti- Gehalt auf höchstens 0,13 Gew.-% beschränkt wird.
Dabei stehen der Ti-Gehalt und der N-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls in Wechselwirkung. Bei hohen Temperaturen bildet sich inital TiN, dessen Anwesenheit ebenfalls zur Verbesserung der mechanischen
Eigenschaften beitragen kann. Initial gebildetes TiN unterdrückt das
Kornwachstum während der Wiedererwärmung der Brammen, da keine Auflösung der Teilchen stattfindet.
Die gute Schweißeignung des erfindungsgemäßen Stahls für alle gängigen Schweißverfahren ist durch ein in dieser Hinsicht optimales
Kohlenstoffäquivalent belegt, welches unabhängig davon, nach welcher der im Stand der Technik bekannten Methoden es berechnet wird, niedrig ist. Eine der gängigsten Methoden zur Berechnung des Kohlenstoffäquivalents ist im Stahl-Eisen-Werkstoffblatt SEW 088 Beiblatt 1 : 1993-10 festgelegt. Das hiernach für erfindungsgemäße Stahlflachprodukte bestimmte
Kohlenstoffäquivalent CET liegt regelmäßig bei Werten von maximal 0,45 %, bevorzugt bei Werten von maximal 0,30 %.
Durch die im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Folge der
Anwesenheit von Ti und N enthaltenenTitannitride, welche sich bereits bei der Erzeugung des Stahls in der Schmelze bilden und sich im Schweißprozess nicht auflösen, bleiben die mechanischen Kennwerte bei der Verschweißung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts im
Schweißnahtbereich und der Wärmeeinflusszone auf einem ähnlichen Niveau wie beim Grundwerkstoff. Die Titannitride wirken einer deutlichen Kornvergröberung wirksam entgegen und wirken gleichzeitig als Keime für die Kristallneubildung innerhalb der Schmelze.
Die Größe von initial gebildeten TiN-Partikeln ist insbesondere vom Ti:N- Verhältnis abhängig. Je größer der Wert des Ti/N-Verhältnisses desto feinverteilter werden TiN-Partikel ab einer Temperatur von etwa 1300 °C bei der Stahlerstarrung ausgeschieden, da alle N-Atome mit Ti-Atomen zügig eine Verbindung bilden können. Durch die feine Verteilung und geringe Initialgröße der TiN-Ausscheidungen wird ein übermäßiges Wachstum der Teilchen verhindert, welches andernfalls in Folge der Ostwaldreifung zwischen 1300 - 1 00 °C bei der Brammenabkühlung und Ofenreise eintreten könnte. Zur Unterstützung dieses Effekts kann das aus dem Ti- Gehalt %Ti und dem N-Gehalt %N gebildete Verhältnis %Ti/%N auf
%Ti/%N>3,42 eingestellt werden.
Stickstoff "N" ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,001 - 0,009 Gew.-% enthalten, um die Bildung von Nitriden und Karbonitriden zu ermöglichen. Besonders sicher kann diese Wirkung bei N-Gehalten von mindestens 0,003 Gew.-% erreicht werden. Gleichzeitig ist der N-Gehalt mit max. 0,009 Gew.-% beim erfindungsgemäßen Stahl so begrenzt, dass grobe Ti-Nitride weitestgehend vermieden werden. Um dies besonders sicher zu erreichen, kann der N-Gehalt auf max. 0,006 Gew.-% begrenzt werden.
Schwefel "S" und Phosphor "P" zählen zu den grundsätzlich unerwünschten Verunreinigungsbestandteilen eines erfindungsgemäßen Stahls, gelangen aber im Zuge der Erschmelzung technisch unvermeidbar in den Stahl. Für eine niedrige Kantenrissempfindlichkeit bei einem bainitischen Konzept ist es jedoch wichtig, insbesondere den S-Gehalt so niedrig wie möglich einzustellen. S bildet mit Mn die duktile Verbindung MnS. Diese Phase streckt sich beim Warmwalzen in Walzrichtung und wirkt sich durch eine im Vergleich zu anderen Phasen niedrige Festigkeit stark negativ auf die Kantenrissempfindlichkeit aus. Deshalb sollte der Schwefelgehalt
sekundärmetallurgisch so niedrig wie möglich eingestellt werden. Die erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalte an Ti können in dieser Hinsicht auch zur Abbindung von S genutzt werden, da Ti mit S Titansulfid (TiS) oder zusammen mit C Titankarbosulfid (T14C2S2) bildet. Diese Sulfide weisen eine deutlich höhere Härte als MnS auf und strecken sich beim Warmwalzen kaum, so dass keine schädlichen MnS-Zeilen nach dem Walzen vorliegen. Um negative Auswirkungen auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls zu vermeiden, ist dementsprechend sein S-Gehalt auf höchstens 0,005 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,001 Gew.-%, und sein P-Gehalt auf höchstens 0,02 Gew.-% beschränkt.
Über die Bedingung (1 )
%Ti > (48/14) %N + (48/32) %S sind im Übrigen der Ti-Gehalt %Ti, der N-Gehalt %N und der S-Gehalt %S eines erfindungsgemäßen Stahls so in Bezug zueinander gesetzt, dass eine ausreichende Bildung von Keimstellen für die bainitische Umwandlung durch TiN und eine optimierte Feinkömigkeit nach dem Schweißen gesichert ist.
Gleichzeitig sind der Nb-Gehalt %Nb, der C-Gehalt %C, N-Gehalt %N und der S-Gehalt %S eines erfindungsgemäßen Stahls so aufeinander abgestimmt, dass eine optimierte Feinkömigkeit durch die Bildung einer ausreichenden Anzahl an Keimstellen und eine optimierte Festigkeit durch die Bildung von Nb(C, N) unter Berücksichtigung des vorher ablaufenden Abbindens von N durch Ti erzielt wird. Ausdrücken lässt sich dies durch die Beziehung
%Nb < (93/12)%C + [(93/14)%N - (48/14)%N] + (45/32)%S was wiederum die Bedingung (2)
%Nb < (93/ 2) %C + (45/14) %N + (45/32) %S ergibt.
Kupfer "Cu" gelangt ebenfalls im Zuge der Stahlerzeugung als in der Regel unvermeidbares Begleitelement in den erfindungsgemäßen Stahl. Die Anwesenheit von höheren Gehalten an Cu würde nur im geringen Maße zur Festigkeitssteigerung beitragen und hätte zudem negative Auswirkungen auf die Umformbarkeit des Stahls. Um die daher überwiegend negativen
Einflüsse von Cu zu verhindern, ist der Cu-Gehalt im erfindungsgemäßen Stahl auf höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,06 Gew.-%, beschränkt.
Magnesium "Mg" stellt im erfindungsgemäßen Stahl ebenfalls ein im Zuge der Stahlerzeugung unvermeidbar in den Stahl gelangendes Begleitelement dar. Mg kann bei der Erzeugung eines erfindungsgemäßen Stahls zum Desoxidieren genutzt werden. Dabei formt Mg mit O und S feine Oxide oder Sulfide, welche sich beim Schweißen günstig auf die Duktilität des Stahls im Bereich der die jeweilige Schweißstelle umgebenden Wärmeeinflusszone auswirken wirken können, indem sie das Kornwachstum reduzieren.
Allerdings steigt bei höheren Mg-Gehalten beim Vergießen des Stahls im Strangguss die Gefahr des Zusetzens des Tauchrohrs durch vorzeitiges lokales Erstarren ("Gögging"). Um dieser Gefahr zu begegnen, ist der Mg- Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf max. 0,0005 Gew.-%
beschränkt. Der Gehalt an Sauerstoff "0" eines erfindungsgemäßen Stahls ist auf max. 0,01 Gew.-% beschränkt, um die Entstehung von groben Oxiden zu vermeiden, welche die Gefahr einer Versprödung des Stahls mit sich bringen würden.
Eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" können dem erfindungsgemäßen Stahl wahlweise zugegeben werden, um bestimmte Effekte zu erzielen. Hierbei gelten für die Gehalte an den jeweils optional vorhandenen Legierungselementen dieser Gruppe folgende Maßgaben:
Nickel "Ni" kann in Gehalten von bis zu 1 Gew.-% vorhanden sein. Ni erhöht dabei die Festigkeit des Stahls. Gleichzeitig trägt Ni zur Verbesserung der Tieftemperaturzähigkeit (z. B. Kerbschlagversuch nach Charpy DIN EN ISO 148:2011 ) bei. Des Weiteren verbessert die Anwesenheit von Ni die
Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone von Schweißnähten. Allerdings reicht die aufgrund seines weitaus überwiegend bainitischen Gefüges erzielte Grundzähigkeit des erfindungsgemäßen Stahls für die meisten
Anwendungen aus. Daher wird Ni nur bedarfsweise zugegeben, wenn eine weitere Steigerung dieser Eigenschaft angestrebt wird. Unter Kosten- Nutzen-Gesichtspunkten erweisen sich in diesem Zusammenhang Ni- Gehalte von max. 0,3 Gew.-% als besonders zweckmäßig.
Bor "B" kann dem erfindungsgemäßen Stahl optional zugegeben werden, um die bainitische Umwandlung zu verzögern und die Entstehung von nadeligen Strukturen im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls zu fördern. Insbesondere in Kombination mit Nb oder V bewirkt B diese Verstärkung der Umwandlungsverzögerungen (Ferrit-Bainit und Bainit-Martensit). Bei gleichzeitiger Anwesenheit von V und B weist der erfindungsgemäße Stahl im Zeit-Temperatur-Umwandlungsdiagramm ("ZTU-Diagramm") ein sehr gut ausgeprägtes Bainitgebiet auf, das bei der Abkühlung des Stahls mit vergleichbar geringen und breit gefächerten Abkühlgeschwindigkeiten von beispielsweise 5 - 50 °C/s erreicht werden kann. Bei kombinierter
Anwesenheit von B und Nb kann allerdings eine signifikante Zunahme der Größe von Nb(CN)-Ausscheidungen und als Folge davon eine Zunahme von Paketgröße und Nadellänge des Bainits eintreten. Negative Auswirkungen der Anwesenheit von B, wie auch die Gefahr einer Korngrenzen- Segregation, lassen sich dadurch vermeiden, dass der B-Gehalt auf max. 0,005 Gew.-%, insbesondere 0,003 Gew.-%, beschränkt ist, wobei sich die positiven Wirkungen der Anwesenheit von B bei Gehalten von mindestens 0,0015 Gew.-% sicher nutzen lassen.
Vanadium "V" kann einem erfindungsgemäßen Stahl ebenso optional zugegeben werden, um im Gefüge des Stahls feine V-Karbide oder V- Karbonitride zu erhalten und um, wie voranstehend erläutert, in Kombination mit B die Ausbildung eines ausgeprägt freiliegenden Bainitgebiets im ZTU- Diagramm zu fördern. Diese positiven Effekte lassen sich dann sicher nutzen, wenn mindestens 0,06 Gew.-% V im Stahl enthalten sind. Negative Auswirkungen der Anwesenheit von V, wie die Bildung von aus V in
Kombination mit Nb-Teilchen entstehenden groben Clusters, werden dabei dadurch vermieden, dass der V-Gehalt im erfindungsgemäß legierten Stahl auf höchstens 0,3 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,15 Gew.-%, beschränkt ist.
Als weitere Option kann Kalzium "Ca" im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,0005 - 0,005 Gew.-% gezielt vorhanden sein, um eine Einformung von nichtmetallischen Einschlüssen (vorwiegend Sulfide, z.B. MnS), welche - falls vorhanden - die Kantenrissempfindlichkeit steigern könnten, zu bewirken. Gleichzeitig ist Ca ein preiswertes Element zum Desoxidieren, wenn besonders niedrige Sauerstoffgehalte eingestellt werden sollen, um beispielsweise die Entstehung von schädlichen AI-Oxiden im erfindungsgemäßen Stahl sicher zu vermeiden. Des Weiteren kann Ca zur Abbindung von im Stahl vorhandenem S beitragen. Ca bildet zusammen mit AI kugelförmige Calcium-Aluminium-Oxide und bindet dabei Schwefel an der Oberfläche der Calcium-Aluminium-Oxide mit ein.
Dem erfindungsgemäßen Stahl können optional auch Zirkon "Zr", Tantal "Ta" oder Wolfram "W" zugegeben werden, um durch Bildung von Karbiden oder Karbonitriden die Entstehung eines feinkörnigen Gefüges zu fördern. Hierzu sind unter Kosten-Nutzen-Gesichtspunkten und im Hinblick auf möglicherweise negative Auswirkungen der Anwesenheit zu großer Gehalte, wie eine Beeinträchtigung der Kaltumformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls, die Gehalte an Zr-, Ta- oder W-Gehalte in einem erfindungsgemäßen Stahls so eingestellt, dass die Summe der Gehalten an Zr, Ta und W höchstens 2 Gew.-% beträgt.
Metalle der Seltenen Erden "REM" können dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,0005 - 0,05 Gew.-% zugegeben werden, um
nichtmetallische Einschlüsse (vorwiegend Sulfide z.B. MnS) einzuformen und eine Desoxidation des Stahls bei seiner Erzeugung zu bewirken.
Gleichzeitig können REM zur Kornfeinung beitragen. Über 0,05 Gew.-% liegende Gehalte an REM sollten vermieden werden, da derart hohe Gehalte die Gefahr von Clogging mit sich bringen und somit die Vergießbarkeit des Stahls beeinträchtigen könnten.
Als weiteres optional zugegebenes Element kann Kobalt "Co" im
erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sein, um durch Hemmung des
Kornwachstums die Entstehung eines feinen Gefüges im
erfindungsgemäßen Stahl zu fördern. Dieser Effekt wird bei Co-Gehalten von bis zu 1 Gew.-% erzielt.
Bei der Konzeptionierung des Stahls, aus dem ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besteht, ist die Erfindung folglich von dem Gedanken ausgegangen, dass nur geringe Gehalte an Molybdän zum Einsatz kommen sollen, dass aber eine vollständige Substitution von Mo nicht zielführend ist. Deshalb enthält ein erfindungsgemäßer Stahl einen Pflichtbestandteil von 0,05 - 0,1 Gew.-% Mo. Gleichzeitig sind im erfindungsgemäßen Stahl bei einem sehr niedrigen Kohlenstoffgehalt Gehalte an Cr und Nb vorhanden, um die aus dem Stand der Technik bekannte vorteilhafte Wirkung höherer Mo-Gehalte zu substituieren. Durch die erfindungsgemäße Kombination der C-, Mo-, Cr- und Nb-Gehalte wird ein optimiertes Ausscheidungsverhalten erzielt.
Ein wesentliches Mittel hierzu ist die erfindungsgemäße vorgenommene Einstellung der Gehalte an den Elementen Ti, Nb, Cr, Mo, C, N im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Das Kohlenstoffangebot ist dabei so gering eingestellt, dass die Ausscheidung von möglichst feinen Partikeln begünstigt wird, gleichzeitig aber so hoch, dass es zur Bildung einer ausreichend großen Zahl von Ausscheidungen kommt. Hierbei ist das Zusammenspiel von C mit Mo, Nb und Cr entscheidend. Mo und Nb haben ähnliche Karbid bildungstemperaturen und verstärken gegenseitig ihren Effekt bezüglich der Karbidbildung. Durch die erfindungsgemäß
vorgesehenen Karbidbildner werden die Karbide feiner, verzögern dadurch noch stärker die Rekristallisation des Austenits beim thermomechanischen Walzen und tragen dadurch besonders stark zur Strukturfeinung des im Stahlflachprodukt erhaltenen Bainits bei.
Durch eine geeignete Kombination der Gehalte an den
Legierungselementen C, Si, Mn, Ni, Cr und Mo kann die Härte der im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei gleichzeitiger Berücksichtigung der für die Einstellung der Härte entscheidenden
Abkühlraten gezielt beeinflusst werden. Um hohe Lochaufweitungen zu erreichen, ist es dabei das zentrale Ziel, die Härten der Phasenanteile so einzustellen, dass sie nicht zu stark voneinander abweichen. Dabei spielen sowohl die Mischkristallverfestigung, als auch die Bildung von
Ausscheidungen eine Rolle. Wie bereits oben erwähnt, kommt der Beschaffenheit des Bainits im Hinblick auf die erfindungsgemäß erzielte Optimierung der mechanischen
Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eine besondere Bedeutung zu. Durch eine geeignete Abstimmung der Härte des im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits in Bezug auf die Gesamthärte wird dabei insbesondere das überlegene
Lochaufweitungsvermögen erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte erreicht.
Eine besonders homogene Härteverteilung im Gefüge eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und ein damit einhergehendes, auch höchsten Anforderungen gerecht werdendes Lochaufweitungsvermögen kann demzufolge dadurch gewährleistet werden, dass die
Legierungsgehalte des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts so aufeinander abgestimmt werden, dass für die gemäß der Formel
(3) HvB = -323+185%C+330%Si+153%Mn+65%Ni+144%Cr+191 %Mo +
(89+53%C-55%Si-22%Mn-10%Ni-20%Cr-33%Mo)*ln dT/dt berechnete theoretische Härte HvB des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits und die gemäß der Formel
(4) Hv = XI THvM + ΧΒΉνΒ + XF*HvF berechnete theoretische Gesamthärte Hv des Stahlflachprodukts gilt:
|(Hv - HvB) / Hv| < 5 % wobei die theoretische Härte HvM des im Gefüge des Stahlflachprodukts gegebenenfalls enthaltenen Martensits nach der Formel
HvM =127+949%C+27%Si+11 %Mn+8%Ni+16%Cr+21*ln dT/dt, und die theoretische Härte HvF des im Gefüge des Stahlflachprodukts
gegebenenfalls enthaltenen Ferrits HvF nach der Formel
(6) HvF = 42+223%C+53%Si+30%Mn+12,6%Ni+7%Cr+19%Mo +
(10-19%Si+4%Ni+8%Cr-130%V)*ln dT/dt berechnet werden und wobei mit "%C" der jeweilige C-Gehalt, mit "%Si" der jeweilige Si-Gehalt, mit "%Mn" der jeweilige Mn-Gehalt, mit "%Ni" der jeweilige Ni-Gehalt, mit "%Cr" der jeweilige Cr-Gehalt, mit "%Mo" der jeweilige Mo-Gehalt sowie mit "%V" der jeweilige V-Gehalt des Komplexphasenstahls, jeweils angegeben in Gew.-%, mit "In dT/dt" der natürliche Logarithmus der so genannten "t 8/5 Kühlrate", d.h., der Kühlrate, mit der der Temperaturbereich von 800 - 500 °C bei der Abkühlung durchlaufen wird, angegeben in K/s, mit "XM" der Anteil des Martensits, mit "XB" der Anteil des Bainits und mit "XF" der Anteil des Ferrits am Gefüge des Stahlflachprodukts, jeweils angegeben in Flächen-%, bezeichnet sind.
Das Verhältnis (Hv - HvB) / Hv beschreibt den Härteunterschied zwischen der theoretischen Gesamthärte und der Bainithärte als dominierende Phase und stellt als solches ein Indiz für die Homogenität der Härteverteilung im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts dar. Dadurch, dass die
berechnete theoretische Gesamthärte Hv betragsmäßig um höchstens 5 % von der berechneten theoretischen Härte HvB des im Gefüge eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts abweicht, ist sichergestellt, dass im Gefüge eine gleichmäßige Härteverteilung vorliegt. Auf diese Weise wird vermieden, dass Phasen unterschiedlicher Härte als innere Kerben wirken können, die ein Versagen bei Lochaufweitung initiieren können. Je näher die Härte Hv des Gesamtgefüges an der Härte HvB der im Gefüge eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts dominierenden bainitischen Phase liegt, d. h. je kleiner die Abweichung zwischen der Härte Hv und der Härte HvB ist, desto besser verhält sich ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt bei der Lochaufweitung. Demselben Zweck kann es dienen, wenn bei Anwesenheit von Ferrit im Gefüge des Stahlflachprodukts für die gemäß der voranstehend bereits genannten
Formel
(3) HvB = -323+185%C+330%Si+153%Mn+65%Ni+144%Cr+191 %Mo +
(89+53%C-55%Si-22%Mn- 0%Ni-20%Cr-33%Mo)*ln dT/dt berechnete theoretische Härte HvB des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits und die gemäß der Formel
(6) HvF = 42+223%C+53%Si+30%Mn+12,6%Ni+7%Cr+19%Mo +
(10-19%Si+4%Ni+8%Cr-130%V)*ln dT/dt berechnete theoretische Härte HvF des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Ferrits gilt:
|(HvB - HvF) / HvF| < 35 % wobei auch hier mit "%C" der jeweilige C-Gehalt, mit "%Si" der jeweilige Si-Gehalt, mit "%Mn" der jeweilige Mn-Gehalt, mit "%Ni" der jeweilige Ni-Gehalt, mit "%Cr" der jeweilige Cr-Gehalt, mit "%Mo" der jeweilige Mo-Gehalt sowie mit "%V" der jeweilige V-Gehalt des Komplexphasenstahls, jeweils angegeben in Gew.-%, und mit "In dT/dt" der natürliche Logarithmus der so genannten "t 8/5 Kühlrate" in K/s bezeichnet sind.
Das Verhältnis (HvB - HvF) / HvF beschreibt den Unterschied zwischen der theoretischen Härte HvB der das Gefüge eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts dominierenden Bainit-Phase und der theoretischen Härte HvF der im Gefüge gegebenenfalls ebenfalls anwesenden Ferrit-Phase, die als weichere Phase einen großen Einfluss auf potenzielle Mikroanrisse an den
Phasengrenzen haben kann. Indem die Legierungsbestandteile des
erfindungsgemäßen Stahls so aufeinander abgestimmt werden, dass die gemäß Formel (3) berechnete theoretische Härte HvB des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits betragsmäßig um höchstens 35 % von der gemäß Formel (6) berechneten theoretischen Härte des im Gefüge des Stahls gegebenenfalls enthaltenen Ferrits abweicht, kann das Risiko minimiert werden, dass es ausgehend von im Gefüge enthaltenen Phasen, zwischen denen höhere Festigkeitsunterschiede bestehen, Mikrorisse ausgehen. Indem die Abweichung der theoretischen Härten HvB und HvF in der erfindungsgemäßen Weise durch eine geeignete Abstimmung der Gehalte an den Legierungsbestandteilen begrenzt wird, lässt sich eine auch im Hinblick auf das Lochaufweitungsverhalten optimierte Eigenschaftsverteilung im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt gewährleisten.
Gemäß der Erfindung lässt sich ein erfindungsgemäß beschaffenes
Stahlflachprodukt herstellen, indem erfindungsgemäß mindestens folgende
Arbeitsschritte absolviert werden: a) Erschmelzen eines Stahls, der aus (in Gew.-%) C: 0,01 - 0,1 %, Si: 0,1 - 0,45 %, Mn: 1 - 2,5 %, AI: 0,005 - 0,05 %, Cr: 0,5 - 1 %, Mo: 0,05 - 0, 5 %, Nb:
0,01 - 0,1 %, Ti: 0,05 - 0,2 %, N: 0,001 - 0,009 %, P: weniger als 0,02 %, S: weniger als 0,005 %, Cu: bis zu 0,1 %, Mg: bis zu 0,0005 %, O: bis zu 0,01 %, sowie jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei für die Gehalte an den optional zugegebenen Elementen der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" gilt, dass der Ni-Gehalt bis zu 1 %, der B-Gehalt bis zu 0,005 %, der V- Gehalt bis zu 0,3 %, der Ca-Gehalt 0,0005 - 0,005 %, der Gehalt an Zr, Ta und W in Summe bis zu 2 %, die Gehalte an REM 0,0005 - 0,05 % und der Gehalt an Co bis zu 1 % beträgt, und wobei die Gehalte des Komplexphasenstahls an Ti, Nb, N, C und S folgende Bedingungen erfüllen:
(1 ) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S
mit %Ti: jeweiliger Ti-Gehalt,
%Nb: jeweiliger Nb-Gehalt, %N: jeweiliger N-Gehalt,
%C: jeweiliger C-Gehalt,
%S: jeweiliger S-Gehalt, wobei %S auch "0" sein kann; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt; c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine 1100 - 300 °C betragende
Vo rwä rmtem peratu r; d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Band,
- wobei die Walzanfangstemperatur WAT des Vorprodukts beim Start des Warmwalzens 1000 - 1250 °C und die Walzendtemperatur WET des fertig warmgewalzten Bands 800 - 950 °C beträgt und
- wobei das Warmwalzen in einem Temperaturbereich RLT - RST mit einem Abnahmeverhältnis d0/d1 von mindestens 1 ,5 durchgeführt wird,
- wobei mit dO die Anfangsdicke dO des warmgewalzten Bandes vor dem Beginn des Walzens im Temperaturbereich RLT - RST und mit d1 die Dicke des warmgewalzten Bandes nach dem Walzen im
Temperaturbereich RLT - RST bezeichnet ist, und
- wobei
im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 < 2 ist, die Temperatur RLT = Tnr + 50 °C beträgt,
im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 > 2 ist, die Temperatur RLT = Tnr + 100 °C beträgt,
im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 > 2 ist, die Temperatur RST = Tnr - 50 °C beträgt,
im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 < 2 ist, die Temperatur RST = Tnr - 100 °C beträgt,
und mit Tnr die Nicht-Rekristallisationstemperatur bezeichnet ist, welche wie folgt berechnet wird: (7) Tnr [°C] = 174 * log {%Nb * (%C + 12/14 %N)} + 1444 mit %Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,
%C: jeweiliger C-Gehalt,
%N: jeweiliger N-Gehalt; e) Abkühlen des fertig warmgewalzten Warmbands mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von mehr als 15 K/s auf eine 350 - 600 °C betragende Haspeltemperatur HT; f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur HT abgekühlten Warmbands zu einem Coil und Abkühlen des Warmbands im Coil.
Von besonderer Bedeutung für die erfindungsgemäß angestrebte Ausbildung eines bainitischen Gefüges im erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukt ist der als Arbeitsschritt d) durchgeführte thermomechanische Warmwalzprozess vor der Kühlphase, in der es zur Phasenumwandlung kommt. Ziel des
thermomechanischen Walzens ist es hier, unmittelbar vor der Phasenumwandlung so viele Keimstellen wie möglich als Ansatzpunkt für die Kristallneubildung zu erzeugen. Dafür muss eine Rekristallisation des Austenits während des Walzens oberhalb der Ac3- Temperatur des Stahls unterdrückt werden.
Im ersten Schritt soll die Gussstruktur der Bramme beim Warmwalzen
aufgebrochen und in eine rekristallisierte Austenitstruktur überführt werden.
Abhängig von der zur Verfügung stehenden Warmwalzanlage kann dieser erste Schritt im Sinne eines konventionellen Vorwalzens unter Berücksichtigung der hier genannten Bedingungen durchgeführt werden. Erforderlichenfalls kann dabei der erste Walzschritt auch mehr als einen Warmwalzstich umfassen. Wichtig ist, dass im Zuge des ersten Walzschritts bzw. des Vorwalzens die Rekristallisation noch vollständig erfolgen und nicht behindert werden soll.
Die nachfolgenden Walzstiche in der Warmwalzfertigstaffel werden dann so durchgeführt, dass die Rekristallisation stetig stärker gehemmt wird. Dies erfolgt vorwiegend durch Ausscheidungen der zugesetzten Legierungselemente, welche eine direkte Auswirkung auf die Rekristallisationsgrenzen ausüben. Definiert sind hierzu die RLT (Recrystallization Limit Temperature) als die niedrigste Temperatur, bei welcher die statische Rekristallisation noch bis zu 95 % ablaufen kann bzw. bei der ca. 5 % des Gefüges nicht mehr rekristallisieren kann, und die RST
(Recrystallization Stop Temperature) als die höchste Temperatur, bei welcher eine statische Rekristallisation zu mindestens 95 % unterdrückt ist, bei der also 95 % des Gefüges nicht mehr rekristallisieren kann. Die RLT und die RST liegen definitionsgemäß immer oberhalb der Ac3-Temperatur des Stahls, wobei die RST die niedrigste Temperatur ist, um den pancaking-Prozess der Austenitkörner zu starten. Zwischen der RLT- und RST-Temperatur liegt bei ca. 30 %
Rekristallisationsfähigkeit des Gefüges die sogenannte Nicht- Rekristallisationstemperatur (Tnr), in der Fachsprache auch als "Pancake- Temperatur" bezeichnet.
Mit "Tnr" ist dabei die Temperatur bezeichnet, bei welcher eine vollständige statische Rekristallisation weitgehend unterdrückt wird und nur noch ein Anteil von 30 % rekristallisieren kann. Dies ist erforderlich, um ein pancake-Gefüge
einzustellen. Wenn dieses "fractional softening" durch Rekristallisation oder Erholung nicht mehr stattfinden kann, werden die Körner beim Warmwalzen einfach stark gestreckt.
Bei einer nur teilweisen Rekristallisationsfähigkeit des Gefüges können die meisten potenziellen Keimstellen entstehen. Durch Umformung bei Temperaturen, die kleiner als die RST sind, wird zwar ein äußerst versetzungsreicher Austenit als Basis für die Umwandlung erzeugt, jedoch ist die Oberfläche der gestreckten Körner verhältnismäßig klein und es stehen nur relativ wenige Korngrenzen zur Verfügung. Durch Umformung bei einer möglichst nahe an der Tnr-Temperatur liegenden Temperatur werden die gestreckten Körner dagegen teilweise
eingeformt und neue Korngrenzen gebildet, es entsteht das sogenannte pancake- Gefüge. Dennoch bleiben viele Versetzungen erhalten, so dass man für die Umwandlung die höhere Anzahl an Korngrenzen und einen versetzungsreichen Austenit als Keimstelien zur Verfügung hat.
Dabei muss die Umformung in der Temperaturumgebung von Tnr ausreichend groß sein, um den gewünschten Effekt zu erzielen. Deshalb schreibt die Erfindung vor, dass das als Quotient aus Ausgangsdicke dO und Enddicke d1 definierte Abnahmeverhältnis d0/d1 bei Tnr mindestens 1 ,5 betragen soll. Optimierte pancake-Gefüge werden erhalten, wenn das Abnahmeverhältnis d0/d1 bei der Tnr-Temperatur etwa 2 beträgt.
Ebenso trägt es zu einem optimierten Ergebnis des thermomechanischen Walzens bei, wenn die über den gesamten Temperaturbereich RLT - RST, in dem die Rekristallisation vermieden wird, erzielte Dickenabnahme ein Abnahmeverhältnis d0/d1 von mehr als 6 ergibt.
Um eine ausreichende Temperaturspanne für die Durchführung des
thermomechanischen Walzens im Temperaturbereich RLT - RST zur Verfügung zu haben, hat es sich als zweckmäßig erwiesen, wenn die Differenz WAT - WET zwischen der Warmwalzanfangstemperatur WAT und der
Warmwalzendtemperatur WET mehr als 150 °C, insbesondere mindestens 155 °C, beträgt.
Die Kühlrate der Abkühlung zwischen dem Ende des Warmwalzens und dem Beginn des Haspeins sollte mindestens 15 K/s, insbesondere höher als 15 K/s sein, und vorzugsweise mehr als 25 K/s, insbesondere mehr als 40 K/s betragen. Mit derart hohen Abkühlgeschwindigkeiten gelingt es auch auf konventionellen Warmwalzstraßen die Abkühlung innerhalb der dort zur Verfügung stehenden Abkühlstrecke so durchzuführen, dass sich das erfindungsgemäß angestrebte, überwiegend bainitische Gefüge im warmgewalzten Stahlflachprodukt einstellt. So gelingt es unter Berücksichtigung der erfindungsgemäßen Vorgaben innerhalb einer zur Verfügung stehenden Intensivkühlzeit von typischerweise zehn Sekunden, eine vollständige bainitische Umwandlung bei Ausbildung eines feinen Gefüges zu erzielen.
Wie schon erwähnt, ist für die Rekristallisationsverzögerung Nb aufgrund seiner Eigenschaft, feine Ausscheidungen in hohen Temperaturbereichen bilden zu können, eines der wirkungsvollsten Elemente. Durch gezielte Zugabe von Nb ist es daher möglich, die dargestellten Temperaturgrenzen und insbesondere die Lage der Tnr zu beeinflussen. Gleichzeitig verzögert Nb durch die Bildung von Ausscheidungen auch sehr wirksam die Phasenumwandlung (sog. solute drag effect). Die Kohlenstoffsättigung von bainitischem Ferrit liegt bei 0,02 - 0,025 %, was bedeutet, dass stöchiometrisch betrachtet der Kohlenstoff für die
Ausscheidungsbildung in einem nahezu optimalen Verhältnis zu den
beanspruchten Legierungsspannen der Karbidbildnern steht.
Die Haspeltemperatur HT beträgt mindestens 350 °C. Niedrigere
Haspeltemperaturwerte würden zu einem unerwünscht erhöhten Martensit-Anteil im Gefüge des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts führen. Gleichzeitig ist die Haspeltemperatur auf höchstens 600 °C beschränkt, weil höhere
Haspeltemperaturen zur Entstehung von ebenso unerwünschten Anteilen an Ferrit und Perlit führen würden.
Bei Warmwalzendtemperaturen WET von weniger als 870 °C hat es sich als vorteilhaft erwiesen, wenn die Haspeltemperatur HT auf 350 - 460 °C gesetzt wird. Auf diese Weise lässt sich dem Risiko vorbeugen, dass der Ferritanteil im Gefüge und damit einhergehend der Anteil des Mischgefüges von Ferrit und Bainit zu stark ansteigen. Ein solches Mischgefüge würde sich negativ auf die
Lochaufweitungseigenschaften auswirken. Anzustreben ist deshalb ein möglichst einheitlich bainitisches Gefüge.
Bei Warmwalzendtemperaturen WET von 870 - 950 °C kann dagegen die
Haspeltemperatur HT ohne Weiteres im gesamten erfindungsgemäß vorgegebenen Bereich gewählt werden, wobei sich hier Haspeltemperaturen von 350 - 550 °C besonders bewährt haben.
Um ein erfindungsgemäßes erzeugtes Stahlflachprodukt vor Korrosion oder sonstigen Umwelteinflüssen zu schützen, kann es mit einer durch
Schmelztauchbeschichten aufgebrachten metallischen Schutzbeschichtung auf Zn-Basis versehen werden. Hierzu kann es, wie oben bereits erwähnt, zweckmäßig sein, den Si-Gehalt des Stahls, aus dem das Stahlflachprodukt besteht, in der oben bereits erläuterten Weise einzustellen.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Es sind die in Tabelle 1 angegebenen Stahlschmelzen A - M erschmolzen worden, von denen die Schmelzen D - G erfindungsgemäß legiert sind, wogegen die Schmelzen A - C und H - M nicht erfindungsgemäß sind.
Aus den Stahlschmelzen A - M sind jeweils im Strangguss konventionelle Brammen erzeugt worden.
Mit diesen Brammen sind 34 Versuche durchgeführt worden.
Dabei sind die Brammen nach einer Durcherwärmung im Temperaturbereich von 1000 - 1300 °C mit einer WarmwalzanfangstemperaturWAT in eine
Warmwalzstaffel eingelaufen.
In der Warmwalzstaffel haben die aus den Brammen gewalzten
Warmbänder ein thermomechanisches Walzen durchlaufen, bei dem sie über einen Temperaturbereich RLT - RST mit einem
Gesamtabnahmeverhältnis d0/d1ges verformt worden sind, wobei bei der Nicht-Rekristallisationstemperatur Tnr jeweils ein Abnahmeverhältnis d0/d1 Tnr eingehalten worden ist. Das Warmwalzen wurde mit einer Warmwalzendtemperatur WET beendet. Die mit dieser Temperatur WET aus der Warmwalzstaffel auslaufenden Warmbänder sind mit einer Abkühlrate t8/5 auf die jeweilige
Haspeltemperatur HT abgekühlt und anschließend zu einem Coil
aufgewickelt worden, in dem sie auf Raumtemperatur abgekühlt sind.
In Tabelle 2 sind für die Versuche 1 - 34 der jeweils verwendete Stahl A - M, die WarmwalzanfangstemperaturWAT, die Warmwalzendtemperatur WET, die gemäß der Formel (7) für ein 3 mm dickes Blech berechnete Nicht- Rekristallisationstemperatur Tnr, die Ac3- Temperatur des jeweiligen Stahls, die Bainitstarttemperatur Bs, die anhand der Formel
(8) Bs = 830 - 270%C -37%Ni - 90%Mn - 70%Cr - 83%Mo, mit %C = jeweiliger C-Gehalt,
%Ni - jeweiliger Ni-Gehalt,
%Mn = jeweiliger Mn-Gehalt,
%Cr = jeweiliger Cr-Gehalt,
%Mo= jeweiliger Mo-Gehalt des Stahls, für ein 3 mm dickes Blech berechnet worden ist, das Abnahmeverhältnis d0/d1ges, das Abnahmeverhältnis d0/d1Tnr, die Abkühlrate t8/5 und die Haspeltemperatur HT angegeben.
Die Gefüge der bei den Versuchen 1 - 34 erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder sind untersucht worden. Die dabei festgestellten
Gefügebestandteile an Bainit "B", Ferrit "F", Martensit "M", Zementit "Z" und Restaustenit "RA", sowie die gemäß der Formel (3) berechnete Bainithärte "HvB", die gemäß der Formel (6) berechnete Ferrithärte "HvF", die gemäß der Formel (5) berechnete Martensithärte "HvM", die gemäß der Formel (4) berechnete Gesamthärte "Hv", der Betrag des Verhältnisses "|(Hv - HvB) / Hv|" und der Betrag des Verhältnisses "|(HvB - HvF) / HvF|" sind in Tabelle 3 angegeben.
In Tabelle 4 sind zu den in den Versuchen 1 - 34 erhaltenen warmgewalzten Stahlbändern die jeweils in Längs- und Querrichtung des jeweiligen warmgewalzten Stahlbands die Dehngrenze Rp0,2, die obere Streckgrenze ReH, die untere Streckgrenze ReL, die Zugfestigkeit Rm und die Dehnung A80 angegeben, jeweils gemäß DIN EN ISO 6892:2014 ermittelt. Zusätzlich ist zu jedem der Versuchsergebnisse die basierend auf den Vorgaben der ISO 16630:2009 und nach Maßgabe des oben bereits dargelegten
Vorgehens ermittelte Lochaufweitung LA angegeben.
Die Versuche zeigen, dass beispielsweise beim Stahl F der durch Karbid- und Karbonitridbildung abgebundene Kohlenstoffanteil ungefähr 0,046 % beträgt, womit das Kohlenstoffangebot von 0,048 % nahezu optimal ausgenutzt wird. Betrachtete Phasen sind hier beispielsweise TiN, Nb(C, N), Cr3C2, Mo2C und TiC. Es wurde also eine fast vollständige Sättigung des bainitischen Ferrits mit Kohlenstoff und damit einhergehend eine
Maximierung der Festigkeit des bainitischen Ferrits bei gleichzeitig optimalen sonstigen Eigenschaften erzielt.
Ersichtlich korrelieren die für das Verhältnis "|(Hv - HvB) / Hv|" in Tabelle 3 angegebenen Werte gut mit den in Tabelle 4 für die Lochaufweitung LA angegebenen Werte, wenn das Gefüge in erfindungsgemäßer Weise überwiegend bainitisch ist, die Differenz "|(Hv - HvB) / Hv|" auf weniger als 5 % eingestellt ist und die geforderten Werte für die mechanischen
Eigenschaften Rp0,2, Rm und A80 erfüllt sind. Ebenso zeigen die Beispiele, dass bei einer geeigneten Abstimmung der Differenz |(HvB - HvF) / HvF| auf Werte unter 35 % gute Lochaufweitungen LA erzielt werden.
Die Ergebnisse der Versuche 27 und 28 zeigen darüber hinaus, dass durch eine Einstellung des N-Gehalts auf Gehalte von 0,003 - 0,006 Gew.-% eine Verbesserung der Dehnung erzielt werden kann (beispielsweise im
Vergleich zu den Ergebnissen der Versuche 22 und 23).
Bemerkenswert ist darüber hinaus, dass für die erfindungsgemäßen
Versuchsergebnisse keine ausgeprägten oberen und unteren Streckgrenzen ermittelt werden konnten.
Tabelle 1
Angaben in Gew.-%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen nicht erfindungsgemäße Gehalte sind unterstrichen
Tabelle 3 nicht erfin n emäße Wer in r ri h
Tabelle 4 nicht erfind un s emäße Werte sind unterstrichen
Tabelle 4 nicht erfindungsgemäße Werte sind unterstrichen

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Warmgewalztes Stahlflachprodukt hergestellt aus einem
Komplexphasenstahl,
- wobei das Stahlflachprodukt eine Lochaufweitung von mindestens 60 %, eine Dehngrenze Rp0,2 von mindestens 660 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 760 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mindestens 10 % aufweist,
- wobei der Komplexphasenstahl aus (in Gew.-%)
C: 0,01 - 0,1 %,
Si: 0,1 - 0,45 %,
Mn: 1 2,5 %,
AI: 0,005 - 0,05 %,
Cr: 0,5 - 1 %,
Mo: 0,05 - 0,15 %,
Nb: 0,01 - 0,1 %,
Ti: 0,05 - 0,2 %,
N: 0,001 - 0,009 %,
P: weniger als 0,02 %,
S: weniger als 0,005 %,
Cu: bis zu 0,1 %,
Mg: bis zu 0,0005 %,
O: bis zu 0,01 %,
jeweils optional einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co " mit folgender Maßgabe Ni: bis zu 1 %,
B: bis zu 0,005 %,
V: bis zu 0,3 %,
Ca: 0,0005 - 0,005 %,
Zr, Ta, W: in Summe bis zu 2 %,
REM: 0,0005 - 0,05 %,
Co: bis zu 1 %,
und als Rest aus Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren
Verunreinigungen besteht,
- wobei die Gehalte des Komplexphasenstahls an Ti, Nb, N, C und S folgende Bedingungen erfüllen:
(1 ) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S
mit %Ti: jeweiliger Ti-Gehalt,
%Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,
%N: jeweiliger N-Gehalt,
%C: jeweiliger C-Gehalt,
%S: jeweiliger S-Gehalt, wobei %S auch "0" sein kann, und
- wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts aus mindestens 80 Flächen-% Bainit, aus weniger als 15 Flächen-% Ferrit, aus weniger als 15 Flächen-% Martensit, aus weniger als 5 Flächen-% Zementit und aus weniger als 5 Vol.-% Restaustenit besteht.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 , d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s für das aus dem Ti-Gehalt %Ti und dem N-Gehalt %N des erfindungsgemäßen Stahls gebildete Verhältnis %Ti/%N gilt %Ti/%N>3,42. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s für die gemäß der Formel
(3) HvB = -323+185%C+330%Si+153%Mn+65%Ni+144%Cr+ 91 %Mo +
(89+53%C-55%Si-22%Mn-10%Ni-20%Cr-33%Mo)*ln dT/dt berechnete theoretische Härte HvB des im Gefüge des
Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits und die gemäß der Formel
(4) Hv = XM*HvM + XB*HvB + XF*HvF berechnete theoretische Gesamthärte Hv des Stahlflachprodukts gilt:
|(Hv - HvB) / Hv| < 5% mit
(5) HvM = 127+949%C+27%Si+11%Mn+8%Ni+16%Cr+21*ln dT/dt
(6) HvF = 42+223%C+53%Si+30%Mn+12,6%Ni+7%Cr+19%Mo +
( 0-19%Si+4%Ni+8%Cr-130%V)*ln dT/dt.
%C: jeweiliger C-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%Ni: jeweiliger Ni-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%Mo: jeweiliger Mo-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%V: jeweiliger V-Gehalt des Komplexphasenstahls;
In dT/dt: natürlicher Logarithmus der 1 8/5 Kühlrate in K/s
XM: Anteil des Martensits am Gefüge des Stahlflachprodukts in
Flächen-%,
XB Anteil des Bainits am Gefüge des Stahlflachprodukts in
Flächen-%,
XF: Anteil des Ferrits am Gefüge des Stahlflachprodukts in
Flächen-%.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass bei Anwesenheit von Ferrit im Gefüge des Stahlflachprodukts für die gemäß der Formel
(3) HvB = -323+185%C+330%Si+153%Mn+65%Ni+144%Cr+191 %Mo +
(89+53%C-55%Si-22%Mn-10%Ni-20%Cr-33% o)*ln dT/dt berechnete theoretische Härte HvB des im Gefüge des
Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits und die gemäß der Formel
(6) HvF= 42+223%C+53%Si+30%Mn+12,6%Ni+7%Cr+19%Mo +
(10-19%Si+4%Ni+8%Cr-130%V)*ln dT/dt berechnete theoretische Härte HvF des im Gefüge des
Stahlflachprodukts enthaltenen Ferrits gilt:
|(HvB - HvF) / HvF| < 35% mit %C: jeweiliger C-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%Ni: jeweiliger Ni-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Komplexphasenstahls;
% o: jeweiliger Mo-Gehalt des Komplexphasenstahls;
%V: jeweiliger V-Gehalt des Komplexphasenstahls;
In dT/dt: t 8/5 Kühlrate in K/s
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt mindestens 0,04 Gew.-% oder höchstens 0,06 Gew.-% beträgt.
6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt mindestens 0,6 Gew.-% oder höchstens 0,8 Gew.-% beträgt.
7. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Nb-Gehalt mindestens 0,045 Gew.-% oder höchstens 0,06 Gew.-% beträgt.
8. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt auf mindestens 0,1 Gew.- % oder höchstens 0,13 Gew.-% beschränkt ist.
9. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es mit einer durch
Schmelztauchbeschichten aufgebrachten metallischen Schutzbeschichtung auf Zn-Basis versehen ist.
10. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der voranstehenden
Ansprüche beschaffenen Stahlflachprodukts umfassend folgende
Arbeitsschritte:
a) Erschmelzen eines Stahls, der aus (in Gew.-%) C: 0,01 - 0,1 %, Si:
0,1 - 0,45 %, Mn: 1 - 2,5 %, AI: 0,005 - 0,05 %, Cr: 0,5 - 1 %, Mo:
0,05 - 0,15 %, Nb: 0,01 - 0,1 %, Ti: 0,05 - 0,2 %, N: 0,001 - 0,009 %, P: weniger als 0,02 %, S: weniger als 0,005 %, Cu: bis zu 0,1 %, Mg: bis zu 0,0005 %, O: bis zu 0,01 %, sowie jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei für die Gehalte an den optional zugegebenen Elementen der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" gilt, dass der Ni-Gehalt bis zu 1 %, der B-Gehalt bis zu 0,005 %, der V-Gehalt bis zu 0,3 %, der Ca-Gehalt bis zu 0,0005 - 0,005 %, der Gehalt an Zr, Ta und W in Summe bis zu 2 %, die Gehalte an REM 0,0005 - 0,05 % und der Gehalt an Co bis zu 1 % beträgt, und wobei die Gehalte des
Komplexphasenstahls an Ti, Nb, N, C und S folgende Bedingungen erfüllen:
(1 ) %Ti > (48/14) %N + (48/32) %S
(2) %Nb < (93/12) %C + (45/14) %N + (45/32) %S
mit %Ti: jeweiliger Ti-Gehalt,
%Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,
%N: jeweiliger N-Gehalt,
%C: jeweiliger C-Gehalt,
%S: jeweiliger S-Gehalt, wobei %S auch "0" sein kann; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt; c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine 1100 - 1300 °C betragende Vorwärmtemperatur;
d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Band,
- wobei die Walzanfangstemperatur WAT des Vorprodukts beim Start des Warmwalzens 1000 - 1250 °C und die Walzendtemperatur WET des fertig warmgewalzten Bands 800 - 950 °C beträgt und
- wobei das Warmwalzen in einem Temperaturbereich RLT - RST mit einem Abnahmeverhältnis d0/d1 von mindestens ,5 durchgeführt wird,
- wobei mit dO die Anfangsdicke dO des warmgewalzten Bandes vor dem Beginn des Walzens im Temperaturbereich RLT - RST und mit d1 die Dicke des warmgewalzten Bandes nach dem Walzen im Temperaturbereich RLT - RST bezeichnet ist, und - wobei
im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 ^ 2 ist, die Temperatur RLT = Tnr + 50 °C beträgt,
im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 > 2 ist, die Temperatur RLT = Tnr + 100 °C beträgt,
im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 2 ist, die Temperatur RST = Tnr-50 °C beträgt,
im Fall, dass das Abnahmeverhältnis dO/d1 < 2 ist, die Temperatur RST = Tnr - 00 °C beträgt,
und mit Tnr die Nicht-Rekristallisationstemperatur bezeichnet ist, welche wie folgt berechnet wird:
(7) Tnr [°C] = 174 * log {%Nb * (%C + 12/14 %N)} + 1444 mit %Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,
%C: jeweiliger C-Gehalt,
%N: jeweiliger N-Gehalt; e) Abkühlen des fertig warmgewalzten Warmbands mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von mehr als 15 K/s auf eine 350 - 600 °C betragende Haspeltemperatur HT;
f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur HT abgekühlten Warmbands zu einem Coil und Abkühlen des Warmbands im Coil.
11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass im Arbeitsschritt d) das Abnahmeverhältnis d0/d1 beim Walzen im
Temperaturbereich RLT - RST mindestens 2 beträgt.
12. Verfahren nach Anspruch 11 , dadurch gekennzeichnet, dass das im Arbeitsschritt d) über das Walzen im Temperaturbereich RLT - RST insgesamt erzielte Abnahmeverhältnis dO/d1 mindestens 6 beträgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 oder 11 , d a d u r c h
gekennzeichnet, dass im Arbeitsschritt e) die Abkühlrate mehr als 25 K/s beträgt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch
gekennzeichnet, dass im Fall, dass die Warmwalzendtemperatur WET niedriger als 870 °C ist, die Haspeltemperatur HT 350 - 460 °C beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass im Fall, dass die Warmwalzendtemperatur WET mindestens 870 °C beträgt, die Haspeltemperatur HT 350 - 550 °C beträgt.
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