EP3610049A1 - Kaltgewalztes, haubengeglühtes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Kaltgewalztes, haubengeglühtes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung

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EP3610049A1
EP3610049A1 EP17743317.4A EP17743317A EP3610049A1 EP 3610049 A1 EP3610049 A1 EP 3610049A1 EP 17743317 A EP17743317 A EP 17743317A EP 3610049 A1 EP3610049 A1 EP 3610049A1
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EP
European Patent Office
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less
cold
flat steel
temperature
annealing
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Withdrawn
Application number
EP17743317.4A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Harald Dr. Hofmann
Thorsten RÖSLER
Matthias Schirmer
Andreas Dr. TOMITZ
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG, ThyssenKrupp AG, ThyssenKrupp Hohenlimburg GmbH filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Publication of EP3610049A1 publication Critical patent/EP3610049A1/de
Withdrawn legal-status Critical Current

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    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N

Definitions

  • the invention relates to a cold-rolled, bell annealed flat steel product which has a high manganese content and is in particular
  • the invention relates to a process for the preparation of
  • contents of a steel alloy are mentioned in the present text, the content data always refer to the weight (stated in% by weight), unless otherwise stated. If information on the composition of atmospheres or gas mixtures is given in the present text, the content information given for the individual components always refers to the volume (stated in% by volume), unless otherwise stated.
  • flat steel product in the present text in a rolling process produced steel strips or steel sheets and blanks derived therefrom, blanks and similar products understood, the thickness of each is substantially smaller than their width and length.
  • High-strength, cold-formable steels and steel flat products produced therefrom are used in particular for the production of body components for
  • the medium which has penetrated into the microstructure can lead to cracks due to the cooling voltages which occur as a result of its presence. For example, when welding galvanized sheet metal, it may happen that it is used as a corrosion protection coating on the
  • Steel sheet substrate melts zinc due to the high welding temperatures and penetrates at grain boundaries in the steel sheet.
  • Hydrogen-induced "delayed cracking" is caused by hydrogen entering from outside the steel material or by the hydrogen present in the material due to the production process. From WO 2012/077150 A1 a method for producing a
  • the proposed steel has the following chemical
  • Composition (in% by weight): C: 0.2-1.5%, Mn: 10-25%, Ni: ⁇ 2%, Si: 0.05-2.00%.
  • AI 0.01 - 2.0%, N: ⁇ 0.1, P + Sn + Sb + As: ⁇ 0.2, S + Se + Te: ⁇ 0.5, Nb + Co: ⁇ 1 and / or Re + W: ⁇ 1, the remainder being iron and
  • a cold-rolled strip is produced by hot and cold rolling. This is subjected to a final annealing after cold rolling, in which it is recrystallized in a continuous pass at a temperature of 900-1100 ° C. for 60-120 s. Alternatively, the final annealing may also be carried out as a bell annealing in which the cold rolled strip is held at a temperature of 700-800 ° C for 30-400 minutes.
  • Annealing atmosphere is adjusted so that their carbon activity is between 0.1 and 1, 0.
  • the nitrogen content is 90-100% and the hydrogen content of the annealing atmosphere is up to 10%, whereas the nitrogen content of the annealing atmosphere during the annealing
  • Dome annealing 0-100% and their hydrogen content may be between 0% and 100% at a dew point lower than 0 ° C and preferably between -10 ° C and -50 ° C.
  • Hood annealing suitable because the necessary there long annealing times too lead to undesirable carbide formation.
  • a strong carbide precipitation leads to a depletion of dissolved carbon, whereby the stacking fault energy changes and the material in addition to the TWIP effect can additionally have a TRIP effect, which has a detrimental effect in a forming process.
  • coarser particles or clusters of fine particles in the microstructure can act as defects in a forming process and, for example, cause surface defects.
  • bell heaters often can be used more economically than continuous furnaces, for example when processing steel strips with smaller bandwidths.
  • high-manganese steels belonging steel and thereby has a combination of properties even in the glow-annealed condition, which makes it particularly suitable for use in particular in automotive body construction.
  • An inventive cold-rolled, bell-annealed flat steel product accordingly has a yield strength Rp0.2 of more than 350 MPa, a
  • - has a microstructure characterized by an ASTM-determined particle size of at least ASTM 13 and having a carbide surface density of not more than 250 carbide particles per 1 000 pm 2 .
  • a method according to the invention for producing flat steel products according to the invention comprises the following steps: a) providing a precursor which consists of a steel which consists of (in
  • Cooling rate of at least 0.05 K / min is cooled below the cooling hood to a target cooling temperature of less than 500 ° C, wherein the total residence time under the heating and cooling hood is at most 150 h.
  • Inventive flat steel products have an optimum combination of weldability and low tendency to delayed formation of cracks with good strength and elongation at break, and a good warm and
  • step g of the method according to the invention.
  • Final annealing (step g) of the method according to the invention) are designed so that the formation of carbides, which do not serve to set a fine-grained structure during the final annealing,
  • microstructure of the microstructure is at least equivalent to ASTM 13 refers to the ASTM guideline series developed by the American Society for Testing Materials ASTM for the evaluation of the grain size of a microstructure.
  • the areal density of carbides is determined by
  • the invention prescribes an upper limit of a maximum of 250 particles per 1000 ⁇ 2 for the surface density. This upper limit is safely adhered to when observing the specifications according to the invention in the production of flat steel products according to the invention.
  • the surface density in the structure of a flat steel product according to the invention is limited to at most 250 particles per 1000 m 2 , it is ensured that the mechanical
  • a flat steel product according to the invention namely a yield strength Rp0.2 of more than 350 MPa, in particular more than 400 MPa, an elongation at break A80 of at least 35%, typically 35-45% or 35-40%, and a tensile strength Rm of at least 800 MPa, can be achieved safely and cold working of the steel flat product thus obtained can be carried out without restrictions.
  • the flat steel product according to the invention also stands for the fact that the product Rm x A80 formed from its tensile strength Rm and its elongation at break A80 is regularly greater than 32,000 [MPa%], preferably greater than 35,000 [MPa%].
  • Tensile strength Rm and breaking elongation A80 are determined according to ISO 6892-1: 2017-02.
  • a carbide surface density of more than 250 carbides per 1000 pm 2 would drastically degrade the mechanical properties and the
  • Rm * A80 product Carbide area densities of at most 200 per 1,000 pm carbide particles 2, in particular of at most 170 per 1,000 carbide pm 2 or carbide of at most 150 particles per 1,000 pm 2, therefore, prove to be particularly advantageous.
  • TWIP Twinning Induced Plasticity
  • Stacking fault energy can be set to 8 mJ / m 2 . Values above 15 mJ / m 2 increase the alloying agent costs and degrade the processing and service properties (eg weldability, corrosion resistance, etc.). To avoid these negative effects, the value of the
  • Stacking fault energy to be limited to a maximum of 13 mJ / m 2 .
  • Flat steel product C content of at least 0.1 wt .-%, in particular at least 0.2 wt .-%, at.
  • the TWIP and TRIP properties of the flat steel product according to the invention can also be specifically influenced via the respective C content, since carbon increases the stacking fault energy. Furthermore, the presence of C according to the invention increases the strength without loss of ductility. At C contents of more than 0.8% by weight, however, it may be in accordance with the invention
  • Manganese causes in steels according to the invention the required high strength and a higher stacking fault energy.
  • the contents of Mn can be used to adjust the TRIP or TWIP properties of the steels according to the invention.
  • the presence of high levels of Mn ensures that flat steel products according to the invention have the desired austenitic structure.
  • Mn content is at least 10 wt .-%, this effect is certainly achieved.
  • Mn levels does not occur in view of the properties of interest here essential Improve more. Instead, there is a risk that at over
  • the maximum tensile strength decreases.
  • Limiting the Mn content to at most 22% by weight may be advantageous in view of minimizing susceptibility to delayed cracking in combination with the Al contents of the present invention.
  • Mn contents of at least 17% by weight prove particularly favorable in this regard.
  • Optimum effects of the presence of Mn in the steel according to the invention are achieved at Mn contents of 17-22% by weight.
  • AI increases the inventively predetermined content, the corrosion resistance and reduces the tendency for delayed cracking.
  • Welding tests have furthermore proven that with steels according to the invention, the risk of solder and hot cracking compared to known alloy concepts is lowered by the fact that the Al content is kept within the ranges prescribed according to the invention.
  • the content of aluminum is limited to 0.3-2% by weight, ensuring weldability of the steels according to the invention, which is superior to that of high-manganese steels having a higher Al content.
  • the provisos for the content of AI according to the invention are chosen so that the otherwise high risk of AI risk to small work areas
  • the maximum Si content is limited to 0.5% by weight, preferably 0.3% by weight.
  • a minimum content of Si of 0.1% by weight can be provided in the flat steel product according to the invention.
  • the system Fe-Mn-C is relevant for achieving properties according to the invention.
  • coarse iron manganese carbides e.g., (FeMn) 3 C, (FeMn) 7 C 3 , Mn 4 C, Mn 2 3C 6 )
  • Carbon depletion take place, which may involve a potentially undesirable shift of the stacking fault energy and thus cause or enhance the TRIP effect.
  • the alloy of a flat steel product according to the invention is therefore adjusted so that despite the very long annealing times in one for the
  • step g annealing according to the invention
  • Chromium carbides eg Cr23C6
  • the Cr content is limited to at most 1.5% by weight, preferably to at most 0.7% by weight, in particular to at most 0.5% by weight.
  • the inventive limitation of the Cr content also causes a significant improvement in the treatability of steels of the invention. This can be done at a be advantageous flat steel product to limit the Cr content so strong that it is completely ineffective in the technical sense. This can be achieved that in an inventive
  • Steels of the invention contain at least one of
  • Micro-alloying elements V, Nb and Ti wherein the sum of the contents of these micro-alloying elements is 0.01-0.5% by weight.
  • the positive effects of V and Nb as well as, with limitations, Ti on the fine grain of the structure of a composite steel according to the invention can be used when titanium, vanadium or niobium each alone or in
  • Presence of V, Nb and / or Ti be advantageous if the sum of the contents of these elements max. 0.3 wt .-%, in particular max. 0.2 wt .-%, is.
  • V, Nb and Ti allow the formation of a fine crystalline microstructure with a high density of precipitates (e.g., VC, VN, VCN, NbC, NbN, NbCN, VNbC, VNbN, VNbCN, TiC, TiN, TiCN) and also contribute a big one Resistance to solder cracking at. Nb, V and Ti also have an influence on the delayed cracking.
  • the precipitate formed by these elements is "trapped" (ie. Trapped) in the steel flat product or penetrating it during its processing
  • the size of the grains obtained in this way in a flat steel product according to the invention in this way is comparable to the grain sizes which have continuously annealed austenitic high manganese steels in a continuous furnace. So, as mentioned above, for one
  • the annealed, cold-rolled steel flat product is guaranteed to have a microstructural fineness which corresponds to at least ASTM 13, which is generally finer than ASTM 14. It could be shown by practical experiments that regular structures are obtained, which the
  • Titanium forms as a micro-alloying element in steels according to the invention
  • Flat steel product results at Ti contents of at least 0.01 wt .-%. If the contents of Ti are too high, coarse TiN or TiC particles may form, of which cracks may be produced during cold rolling and cold forming of flat products made from steels according to the invention. In addition, the TiN or TiC particles may be destroyed during cold rolling and cold working. Cavities form between the destroyed particles, which in turn can serve as a starting point for cracks. Finally, shallow, coarse TiC particles during cold rolling and cold forming to defects on the
  • the invention provides, if any, to keep the Ti content below an upper limit of 0.5 wt .-%, with Ti contents of up to 0.15 wt .-%, in particular up to 0, 08% by weight, have proven to be particularly favorable, provided that Ti is present in effective amounts.
  • the Nb content of a flat steel product according to the invention can, if Nb alone is present, be 0.01-0.5% by weight, with contents of up to 0.15% by weight, in particular up to 0.08% by weight. -%, as have installedstallt particularly favorable.
  • the lower upper limits of the Nb content have proven to be particularly advantageous when Nb is present in combination with V and / or Ti.
  • the Nb and Ti contents optionally present in flat steel products according to the invention already lead to Nb and Ti precipitations during hot rolling and thus increase the rolling resistance in hot and cold
  • vanadium vanadium precipitates arise only at the final annealing of the finished rolled sheet and therefore do not hinder the hot and cold rolling.
  • the V content of the flat steel product according to the invention can be 0.01-0.5% by weight, whereas Nb and Ti can only be used in technically ineffective, if necessary, the
  • the S content is therefore limited to less than 0.03 wt .-% and the P content to less than 0.08 wt .-% in flat steel products according to the invention. It goes without saying that the S and P content should preferably be adjusted in each case in such a way that it has no negative effects on the properties of the flat steel product according to the invention, ie it is ineffective in the technical sense.
  • Nitrogen "N” in amounts of up to 0.1% by weight is used to form
  • the invention preferably provides an N content of at least 0.003 wt .-%, in particular at least 0.005 wt .-%, in a flat steel product according to the invention before.
  • the N content should still be set low. Al and N form precipitates that can significantly degrade the mechanical properties, in particular the elongation values. Even after a subsequent heat treatment, the AIN excretions can no longer be dissolved.
  • the maximum content of nitrogen in steels according to the invention is advantageously limited to less than 0.1% by weight, in particular at most 0.025% by weight, in particular at most 0.0170% by weight. Optimal effects of the presence of nitrogen in the flat steel product according to the invention therefore arise when the N content is 0.0030-0.0250% by weight, in particular 0.005-0.0170% by weight.
  • Mo is also a very strong carbide former, its content is preferably limited to max. 1% by weight,
  • the effect of Mo in the steel of the present invention can be safely utilized by containing Mo in contents of at least 0.1% by weight.
  • Co may optionally be present in amounts of up to 0.5% by weight, especially up to 0.2% by weight, in the flat steel product of the present invention to inhibit grain growth and thus contribute to the fine grain of the structure. This effect can be achieved at levels of at least 0.01 wt .-%.
  • boron substituted in its effect on the mechanical properties of the alloying element Mn.
  • a steel having an Mn content of 20 wt% and 0.003% boron has a similar property profile to a steel containing 25% Mn but no B. Therefore, the addition of up to 0.01% by weight of boron to a steel alloy of the present invention, while maintaining high strengths, allows for reduced Mn contents which are favorable in terms of prevention of delayed cracking and solder cracking.
  • small amounts of boron have a positive effect on the strip edge quality of a
  • Optionally added nickel can contribute to high elongation at break and increase the toughness of the steel of a flat steel product of the invention as well as the resistance to delayed cracking.
  • nickel contents to 8 wt .-%, preferably 5 wt .-% and in particular 3 wt .-%, limited.
  • Ni in the flat steel product according to the invention can be used safely when the Ni content is at least 0.1% by weight.
  • the hardness of a steel according to the invention can be increased by the formation of precipitates.
  • higher levels of Cu can cause surface defects, for example
  • the contents of Cu should preferably be restricted to less than 3% by weight, especially below 0.5% by weight.
  • the effects of Cu in the flat steel product according to the invention can be safely used if the Cu content is at least
  • compositions according to the invention can be improved.
  • Ca forms together with alumina (AI203) calcium aluminates, which are taken up in the slag and thus render the clay harmless. In this way, the risk is counteracted that alumina to clogging
  • Mg can optionally be used for deoxidizing during steelmaking and forms with O and S fine oxides, which, when welding a flat steel product according to the invention, have an advantageous effect on the ductility of the steel
  • Heat affected zone of the weld can affect. At too high levels of Mg, however, coarse precipitates may form in the structure of the flat steel product. Therefore, the optional Mg content is limited to max. 0.0015 wt .-% limited.
  • Antimony and tin can be embrittling as they too
  • Zr, Ta and W can degrade weldability and cold workability at too high a levels. Therefore, the upper limit of the sum of the contents of Zr, Ta and W in a flat steel product according to the invention to max. 2 wt .-%, in particular max. 1% by weight, limited.
  • the positive effects of Zr, Ta, W can certainly be exploited if at least one of these elements is present in amounts of 0.05% by weight.
  • the elements belonging to the group of rare earth metals may optionally have contents of up to 0.2% by weight in the invention
  • Steel flat product be present. They can be used for deoxidizing, if particularly low oxygen contents are to be adjusted, in order to prevent the emergence of unwanted Al oxides.
  • contents of rare earth metals can have a fine grain and contribute to the formation of non-metallic inclusions. Therefore, the optional content of rare earth metals in a flat steel product according to the invention is preferably limited to at most 0.05 wt .-%. The positive influence of the presence of the rare earth metals can certainly be exploited if the content of rare earth metals is at least 0.02% by weight.
  • Flat steel products according to the invention are generally characterized by a particularly high energy absorption capacity in the event of sudden loading.
  • Armor or parts for personal protection are made from flat steel products according to the invention.
  • elements made from flat steel products according to the invention can be used to produce elements which are worn directly on the body and serve to protect against bombardment or comparable impulsive attacks.
  • high-strength engine parts such as camshafts or piston rods, are determined.
  • This protective coating can be an Al or Zn-based layer, which can be composed in a manner known per se and in the same known manner
  • electrolytic galvanizing by hot-dip galvanizing, by post-annealed or galvanized coating method, as ZnNi coatings or by fire aluminizing.
  • good coating results can be achieved in particular by electrolytic galvanizing.
  • a precursor which has been prepared from a composite according to the above explanatory steel The steel may be conventionally produced in a converter steelworks or an electric arc furnace and then cast in a conventional manner into a precursor.
  • This precursor is blocks, slabs or thin slabs produced in a conventional casting process or strip cast by means of the known strip casting process.
  • Hot rolling process which is carried out inline or offline following the casting.
  • the hot strips obtained in these ways are cold rolled into cold strip in a tandem mill, a reversing mill or a Sendzimir mill.
  • the hot strip produced from a steel alloy according to the invention can first be pickled.
  • the resulting cold strip is finally annealed in the annealing furnace and can then optionally surface-coated (Z, ZE, ZF, ZMg, ZN, ZA, AS, S, thin film, tinder-preventing coatings that are suitable for hot forming and press-hardening).
  • a separate heat treatment after application of the surface coating is just as possible.
  • Cold strip according to the invention can then be provided with a coating which is used in hot or warm forging processes allows.
  • a coating which is used in hot or warm forging processes allows.
  • the high resistance of inventive flat steel products against delayed cracking can be further improved by thermal aftertreatment.
  • zinc-coated material is treated so that alloying of the zinc layer with the base material is used. Due to the thermal post-treatment Zn is alloyed in the
  • the precursor provided in step a) is reheated to a holding temperature of not less than 1100 ° C. or held at this temperature, the holding temperature preferably being at least 1150 ° C.
  • Reheating to the holding temperature will be particularly necessary if the precursor is slabs or blocks that are produced in a process separate from hot striping.
  • the precursor is fed directly to the hot rolling in a continuous operation after casting, as is the case, for example, in the known cast roll mills, poured into the thin slabs in continuously successive operations and to
  • Hot strip can be processed, the step b) also consist of a hold at the respective holding temperature by utilizing the casting heat.
  • step b) The re-heated or held in step b) to the holding temperature precursor goes through in step c) a hot rolling process in which it is hot rolled to a hot strip at a hot rolling end temperature of at least 800 ° C.
  • the number of passes during hot rolling per pass is at least 10%, in order to produce a hot-rolled under practical production conditions
  • the hot rolling end temperature should expediently not higher than 1050 ° C. As the hot rolling end temperature increases, the tensile strength and yield strength of the hot strip decrease, while the elongation values increase.
  • the Walzendtemperaturen given by the invention frame of 800 - 1050 ° C, especially 950 - 1000 ° C the cold rollability of the hot strip can be adjusted in a simple manner.
  • the hot strip obtained in step c) is wound in step d) at a maximum of 750 ° C amounting reel temperature to form a coil.
  • a maximum of 750 ° C. in particular less than 700 ° C., in particular 300-600 ° C.
  • the risk of grain boundary oxidation is minimized.
  • a grain boundary oxidation could cause material chipping and, as such, make further processing difficult or even impossible.
  • the premature precipitation of carbonitrides is avoided by reeling at the temperatures predetermined according to the invention.
  • the reel temperature should be at least 300 ° C, since underlying temperatures too
  • the contents of V are at least 80%, in particular at least 90%, and Nb, if present, at least 50%, in particular at least 60%, in dissolved form.
  • the remaining contents of V and / or Nb are as
  • the hot strip is cold rolled after the reeling and an optional surface cleaning by pickling (step e) in a conventional manner to cold strip (step f)).
  • the degree of cold rolling achieved in cold rolling is in the range of 30% to 80% to the optimized deformation and strength properties of the finished
  • step f) is followed by a final annealing in the hood furnace as operating step g) whose annealing temperatures, in order to ensure sufficient recrystallization, are at least 600 ° C. and not more than 1200 ° C., but preferably below 800 ° C., in particular between 650 and 750 ° C, lie.
  • the atmosphere in the protective hood can first with an inert gas to a non-ignitable
  • Oxygen content are exchanged (rinsing). This prevents explosive H2-air mixtures. On the other hand, an oxidation of the material can be prevented.
  • the rinsing with hydrogen is then carried out to the desired H2-inert gas mixture in which at least 50% H 2 are present.
  • the remainder of the annealing atmosphere thus formed is filled by an inert gas, which is typically N 2 .
  • the annealing at the target annealing temperature takes place in a reducing atmosphere with a low dew point of below 0 ° C., preferably below -50 ° C., in a protective gas atmosphere with at least 50% hydrogen.
  • An atmosphere of at least 50% H 2 is necessary in the annealing process in order to be able to achieve the required heating and cooling rates and to be able to comply with them reliably.
  • the dew point In the high temperature range of the annealing curve (T> 600 ° C), the dew point must be continuously less than -50 ° C, preferably less than -60 ° C, amount.
  • the heating rate with which the cold strip under the heating hood is brought to the target annealing temperature, is particularly relevant. On average, this amounts to at least 0.1 K / min, preferably at least 0.5 K / min. Subsequently, the cold-rolled strip is held for a holding time at the target annealing temperature, which is sufficient for uniform heating of the strip.
  • the holding time depends on the thermal conductivity of the flat steel product, the batch weight, the
  • Target annealing temperature, the protective gas and the furnace technology used but it should not fall below 30 minutes and can be up to 60 hours. In any case, it should be so long that a complete recrystallization is ensured even in the middle coil windings of the flat steel product.
  • the hold time is at least 5 hours, especially at least 7 hours, with maximum hold times of max. 30 hours, in particular max. 20 hours, as proven to have practical.
  • the subsequent cooling to the target cooling temperature that is, the temperature at which the cooling hood is usually drawn, i. is removed from the annealed coil, in the jargon also called "drawing temperature"
  • the target cooling temperature that is, the temperature at which the cooling hood is usually drawn, i. is removed from the annealed coil, in the jargon also called "drawing temperature"
  • the cooling rate during cooling should be as fast as possible, but on average not less than 0.05 K / min and preferably not less than 0.3 K / min.
  • the goal of rapid cooling here is not the recrystallization, since already done completely, but the substantial avoidance of carbide formation, especially when passing through critical temperature ranges during cooling, and a Kornvergröberung.
  • a protective hood can also be set, likewise in itself, over the respective coil to be annealed or the stack of coils to be annealed, which serves to adjust the gas atmosphere during the annealing process.
  • About the guard can, as also usual, first put a heating hood over which the heating to the target annealing and holding at the target annealing takes place.
  • this heating hood also in a conventional manner, be exchanged for a cooling hood, which is adapted to accelerate a controlled, for example by means of fans cooling gas flow a controlled
  • the total residence time of the cold strip under the heating and cooling hood in technical language also called "base time” (ie Bankhaubenzeit including cooling time without service time), in the inventive method up to 150 h, preferably up to 80 h.
  • base time ie Bankhaubenzeit including cooling time without service time
  • the batch obtained can be packaged in accordance with the invention hood-annealed, cold-rolled steel flat product.
  • the obtained band has the desired
  • the area fraction of precipitates with micro-alloying elements is more than 1%, preferably more than 1.5% while steel flat products made from identically assembled steels but annealed in continuous flow exhibit less than 1% areal fraction for these precipitates.
  • the high surface fractions in the heat-treated steels according to the invention stabilize the microstructure in a particular way against grain coarsening. Transmission electron microscopy bright field images (20,000 times magnification) of carbon carrier films were created, binarized, inverted and subsequently analyzed by image analysis to determine the area fractions. The preparation procedure for transmission electron microscopy is described in K. Möldner, Elektronenmikroskopische
  • the step g) can be used as open-coil annealing with wrapped wires between the coil turns.
  • Advantages of open-coil annealing are higher heating and cooling speeds of the coil inner turns and, as a result, shorter process times with even more uniform properties over
  • Fine Grain regularly meets at least ASTM 13 and finer.
  • the invention provides that the contents of V, Nb and / or Ti present in the hot strip in the hot strip form fine precipitates (VCN, NbCN, etc.) during the final annealing, which largely prevent grain growth during the final annealing process.
  • the cold strip obtained may optionally be subjected to temper rolling in a manner known per se in order to further improve its dimensional stability and its mechanical properties.
  • the flat steel product is to be delivered in the bare state, it can be used instead of a metallic coating for temporary protection
  • Table 1 shows the compositions of steels D, G, I, O, P, R, S with composition according to the invention and of steels J, K, L, M, N, Q with compositions which are not according to the invention. In each case so-called full analyzes are shown. In other words, information on the contents is also given for such elements which are present only in technically inactive contents in the respective steel, although the elements in question have no influence on the properties of the respective steel due to their low contents.
  • slabs produced from the steels listed in table 1 are at a holding temperature VWT over one for their Warming sufficient duration has been maintained and then hot rolled at a hot rolling end temperature WET to 2 mm thick hot strip.
  • the hot-rolled strips obtained were wound into coils with a coiling temperature HT and, after cooling to room temperature, descaled in a conventional pickling device. Finally, the hot-rolled strip was cold rolled to cold strip with a cold rolling grade KWG.
  • the resulting cold strips were wound into a coil and placed in a hood annealing furnace.
  • the cold strips are at a heating rate HR over a heating time resulting from the heating rate HR to the respective
  • Target annealing temperature TG have been heated, on which they have been held over a holding time HZ. Then the cold strips with a
  • the yield strength Rp0.2, the tensile strength Rm, the elongation at break A80, the product Rm x A80 and the fineness of their microstructure were determined in accordance with the relevant ASTM guideline series.
  • Carbide surface density determined and classified into classes.
  • Carbide class "1" are cold strips with a carbide surface density of less than 250 particles per 1000 ⁇ 2
  • carbide "2" are cold strips with a carbide surface density of at least 250 particles per 1000 pm 2 .
  • Table 3 summarizes the results of evaluation of the properties of the cold tapes produced in Runs 1-25.

Abstract

Die Erfindung stellt ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt zur Verfügung, das aus einem zu den hochmanganhaltigen Stählen gehörenden Stahl besteht und im haubengeglühten Zustand eine Eigenschaftskombination aufweist, die es für die Verwendung insbesondere im Automobilkarosseriebau geeignet macht. Das erfindungsgemäße kaltgewalzte, haubengeglühte Stahlflachprodukt besitzt hierzu eine Dehngrenze Rp0,2 > 350 MPa, eine Bruchdehnung A80 ≥ 35 % und eine Zugfestigkeit Rm ≥ 800 MPa, eine Stapelfehlerenergie von 7 - 15 mJ/m2 sowie ein Gefüge, das eine Korngröße von ≥ ASTM 13 und eine Karbid-Flächendichte von ≤ 250 Karbidpartikeln pro 1.000 µm2 aufweist und besteht aus einem Stahl mit (in Gew.-%) C: 0, 1 - 0,8 %, Mn: 10 - 25 %, AI: 0,3 - 2 %, einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "V, Nb, Ti" mit der Maßgabe, dass die Summe an "V, Nb, Ti" 0,01 - 0,5 % beträgt, Si: bis zu 0,5 %, Cr: < 1,5 %, S: < 0,03 %, P: < 0,08 %, N: < 0, 1 %, Mo: < 2 %, Co: ≤ 0,5 %, B: < 0,01 %, Ni: < 8 %, Cu: < 5 %, Ca:≤ 0,015 %, Mg: ≤ 0,0015 %, Sb: ≤ 0,2 % Sn: bis 0,2 %, ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Zr, Ta, W" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an Zr, Ta und W ≤ 2 % beträgt, Seltenerdmetalle: ≤ 0,2 %, Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen. Die Erfindung nennt auch ein Verfahren zur Herstellung eines solchen kaltgewalzten Stahlflachprodukts.

Description

Kaltgewalztes, haubengeglühtes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes, haubengeglühtes Stahlflachprodukt, das einen hohen Mangan-Gehalt aufweist und sich dabei in besonderem
Maße für eine Kaltumformung eignet.
Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten.
Wenn im vorliegenden Text Gehalte einer Stahllegierung genannt sind, beziehen sich die Gehaltsangaben immer auf das Gewicht (Angabe in Gew.-%), sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist. Sind im vorliegenden Text Angaben zur Zusammensetzung von Atmosphären oder Gasgemischen angegeben, so beziehen sich die zu den einzelnen Bestandteilen gemachten Gehaltsangaben immer auf das Volumen (Angabe in Vol.-%), sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.
Unter dem Begriff "Stahlflachprodukt" werden im vorliegenden Text in einem Walzprozess erzeugte Stahlbänder oder Stahlbleche sowie daraus gewonnene Zuschnitte, Platinen und vergleichbare Produkte verstanden, deren Dicke jeweils wesentlich kleiner ist als ihre Breite und Länge.
Höherfeste, kaltumformbare Stähle und daraus erzeugte Stahlflachprodukte werden insbesondere für die Herstellung von Karosseriebauteilen für
Kraftfahrzeuge benötigt. Gerade dort besteht die Forderung, dass die Bleche, aus denen die Bauteile gefertigt werden, bei einem optimal geringen Gewicht nicht nur gut verformbar sind, sondern auch eine ausreichende Festigkeit besitzen, um bei geringen Blechdicken einen effektiven Beitrag zur Stabilität der Karosserie leisten zu können.
Darüber hinaus muss bei für Karosseriebauteile und vergleichbare
Anwendungen bestimmten Stählen und Stahlflachprodukten sichergestellt sein, dass sie gut schweißbar sind und keine Neigung zu einer Rissbildung im
Bereich der jeweiligen Schweißstelle zeigen. Dieses in der Fachsprache auch als "Lotrissigkeit" bezeichnete Phänomen ist die Folge einer Schwächung von Korngrenzen durch ein die Korngrenzen während des Schweißprozesses infiltrierendes Medium (z. B. Zink aus Beschichtung, Cu aus
Schweißzusatzwerkstoff). Das in das Gefüge eingedrungene Medium kann durch in Folge seiner Anwesenheit auftretenden Abkühlspannungen zu Rissen führen. So kann es beispielsweise beim Verschweißen von verzinkten Blechen dazu kommen, dass das als Korrosionsschutzbeschichtung auf das
Stahlblechsubstrat aufgetragene Zink in Folge der hohen Schweißtemperaturen aufschmilzt und an Korngrenzen in das Stahlblech eindringt. Bei der
anschließenden Abkühlung treten an diesen Korngrenzen Spannungen auf, die interkristalline Risse verursachen können. Besonders stark ist die Rissgefahr bei gröberen Gefügen, während feinkörnige Gefüge der Lotrissneigung entgegenwirken.
Auch dürfen bei für Karosseriebauteile eingesetzten Stahlflachprodukten trotz einer für die Formgebung des jeweiligen Bauteils gegebenenfalls erforderlichen mehrfachen Kaltumformung auch nach einer langen Einsatzdauer unter den im praktischen Einsatz auftretenden Lasten keine Wasserstoff-induzierten Risse auftreten. Diese so genannte "verzögerte Rissbildung" kann gefährliche Folgen für die Festigkeit und Stabilität des aus dem Stahlflachprodukt geformten Bauteils und der mit ihm hergestellten Karosserie nach sich ziehen. Die
Wasserstoff induzierte "verzögerte Rissbildung" wird durch von außen in den Stahl Werkstoff eindringenden Wasserstoff oder im Material erzeugungsbedingt vorliegenden Wasserstoff verursacht. Aus der WO 2012/077150 A1 ist ein Verfahren zur Herstellung eines
austenitischen Stahls mit hoher mechanischer Beständigkeit und Formbarkeit bekannt. Der vorgeschlagene Stahl hat dabei die folgende chemische
Zusammensetzung (in Gew.%): C: 0,2 - 1 ,5 %, Mn: 10 - 25 %, Ni: < 2 %, Si: 0,05 - 2,00 %. AI: 0,01 - 2,0 %, N: < 0,1 , P + Sn + Sb + As: < 0,2, S + Se + Te: < 0,5, Nb + Co: < 1 und / oder Re + W: <1 , wobei der Rest Eisen und
unvermeidliche Verunreinigungen sind. Aus dem derart zusammengesetzten Stahl wird durch Warm- und Kaltwalzen ein kaltgewalztes Band erzeugt. Dieses wird nach dem Kaltwalzen einer Schlussglühung unterzogen, bei der es im kontinuierlichen Durchlauf bei einer Temperatur von 900 - 1100 °C für 60 - 120 s rekristallisierend geglüht wird. Alternativ kann die Schlussglühung auch als Haubenglühung durchgeführt werden, bei der das kaltgewalzte Band für 30 - 400 min bei einer Temperatur von 700 - 800 °C gehalten wird. Die
Glühatmosphäre ist dabei so eingestellt, dass ihre Kohlenstoffaktivität zwischen 0,1 und 1 ,0 liegt. Dabei beträgt während des kontinuierlichen Glühens der Stickstoff-Gehalt 90 - 100 % und der Wasserstoffgehalt der Glühatmosphäre bis zu 10 %, wogegen der Stickstoff gehalt der Glühatmosphäre beim
Haubenglühen 0 - 100 % und ihr Wasserstoffgehalt zwischen 0 % und 100 % liegen kann bei einem Taupunkt, der niedriger als 0 ° C ist und vorzugsweise zwischen -10 ° C und -50 ° C beträgt.
Zum Fachwissen gehören darüber hinaus die in Bleck, Wolfgang (Hrsg.) "Werkstoffkunde Stahl für Studium und Praxis" - Verlag Mainz, Aachen, 2001 , ISBN 3-89653-820-9, erläuterten Zusammenhänge zwischen den Parametern einer rekristallisierenden Glühung und der Ausprägung des Gefüges im rekristallisierend geglühten Stahl.
Dabei ist es bekannt, dass sich bei geeignet zusammengesetzten Stählen die Rekristallisation bzw. das Kornwachstum während der Wärmebehandlung im kontinuierlichen Durchlaufofen durch Mikrolegierung steuern lässt. Derartige Konzepte sind jedoch üblicherweise nicht für eine Glühung mittels
Haubenglühofen geeignet, da die dort notwendigen langen Glühzeiten zu unerwünschter Karbidbildung führen. Eine starke Karbidausscheidung führt zu einer Verarmung an gelöstem Kohlenstoff, wodurch sich die Stapelfehlerenergie ändert und der Werkstoff neben dem TWIP-Effekt zusätzlich einen TRIP-Effekt aufweisen kann, welcher sich bei einem Umformprozess nachteilig auswirkt. Des Weiteren können gröbere Partikel oder Cluster von feinen Partikeln im Gefüge als Fehlstellen bei einem Umformprozess wirken und beispielsweise Oberflächenfehler verursachen. Weiterhin ist ein erheblicher Abfall der
Bruchdehnung durch z. B. Chromkarbide (Cr23C6, Cr7C3) zu beobachten. Ein grobkörniges Gefüge hat eine niedrige Dehngrenze und Zugfestigkeit zur Folge und soll daher ebenfalls vermieden werden.
Diesen Nachteilen steht gegenüber, dass sich Haubenöfen beispielsweise bei der Verarbeitung von Stahlbändern mit geringeren Bandbreiten häufig wirtschaftlicher nutzen lassen als Durchlauföfen.
Vor diesem Hintergrund hat sich die Aufgabe ergeben, ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt zu schaffen, das aus einem zur Gattung der
hochmanganhaltigen Stähle gehörenden Stahl besteht und dabei auch im haubengeglühten Zustand eine Eigenschaftskombination aufweist, die es für die Verwendung insbesondere im Automobilkarosseriebau besonders geeignet macht.
Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung derartiger
Stahlflachprodukte angegeben werden.
Die Erfindung hat diese Aufgabe einerseits durch ein Stahlflachprodukt mit den in Anspruch 1 angegebenen Merkmalen gelöst.
Andererseits besteht die erfindungsgemäße Lösung der voranstehend genannten Aufgabe in dem in Anspruch 5 angegebenen Verfahren. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
Ein erfindungsgemäßes kaltgewalztes, haubengeglühtes Stahlflachprodukt weist demnach eine Dehngrenze Rp0,2 von mehr als 350 MPa, eine
Bruchdehnung A80 von mindestens 35 % und eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 800 MPa auf, wobei das Stahlflachprodukt aus (in Gew.-%)
C: 0,1 - 0,8 %,
Mn: 10 - 25 %,
AI: 0,3 - 2 %,
einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "V, Nb, Ti" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an den Elementen "V, Nb, Ti" 0,01 - 0,5 % beträgt,
Si: bis zu 0,5 %,
Cr: weniger als 1 ,5 %,
S: weniger als 0,03 %,
P: weniger als 0,08 %,
N: weniger als 0, 1 %,
Mo: weniger als 2 %,
Co: bis zu 0,5 %,
B: weniger als 0,01 %,
Ni: weniger als 8 %,
Cu: weniger als 5 %,
Ca: bis zu 0,015 %,
Mg: bis zu 0,0015 %,
Sb: bis zu 0,2 %,
Sn: bis zu 0,2 %,
ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Zr, Ta, W" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an Zr, Ta und W höchstens 2 % beträgt, Seltenerdmetalle: bis zu 0,2 %,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
zusammengesetzt ist,
und
- eine Stapelfehlerenergie von 7 - 5 mJ/m2
sowie
- ein Gefüge besitzt, das durch eine nach ASTM bestimmte Korngröße von mindestens ASTM 13 gekennzeichnet ist und eine Karbid-Flächendichte von höchstens 250 Karbidpartikeln pro 1.000 pm2 aufweist.
Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten umfasst folgende Arbeitsschritte: a) Bereitstellen eines Vorprodukts, das aus einem Stahl besteht, der aus (in
Gew.-%) C: 0,1 - 0,8 %, Mn: 10 - 25 %, AI: 0,3 - 2 %, einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "V, Nb, Ti" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an den Elementen "V, Nb, Ti" 0,01 - 0,5 % beträgt, Si: bis zu 0,5 %, Cr: weniger als 1 ,5 %, S: weniger als 0,03 %, P: weniger als 0,08 %, N: weniger als 0, 1 %, Mo: weniger 2 %, Co: bis zu 0,5 %, B: weniger als 0,01 %, Ni: weniger als 8 %, Cu: weniger als 5 %, Ca: bis zu 0,015 %, Mg: bis zu 0,0015 %, Sb: bis zu 0,2 %, Sn: bis 0,2 %, einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Zr, Ta, W" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an Zr, Ta und W höchstens 2 % beträgt, Seltenerdmetalle: bis zu 0,2 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen
zusammengesetzt ist; b) Durcherwärmen oder Halten des Vorprodukts bei einer Haltetemperatur von 1100 - 1300 °C; c) Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem warmgewalzten
Band mit einer Warmwalzendtemperatur von mindestens 800 °C; d) Wickeln des erhaltenen Warmbands zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von höchstens 750 °C; e) Entzundern des Warmbands; f) Kaltwalzen des Warmbands zu einem Kaltband; g) Schlussglühen des Kaltbands, wobei die Schlussglühung als Haubenglühung durchgeführt wird, bei der das Kaltband mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 0,1 K/min auf eine Zielglühtemperatur von 600 - 1200 °C erwärmt wird, bei der das Kaltband im Temperaturbereich oberhalb 600 °C unter einer mindestens 50 % Wasserstoff enthaltenden Schutzgasatmosphäre mit einem Taupunkt von weniger -50 °C geglüht wird, bei der das Kaltband über eine Haltezeit von 0,5 - 60 h bei der Zielglühtemperatur gehalten wird und bei der das Kaltband nach Ablauf der Haltezeit mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 0,05 K/min unter der Kühlhaube auf eine Zielkühltemperatur von weniger als 500 °C abgekühlt wird, wobei die Gesamtverweilzeit unter der Heiz- und Kühlhaube höchstens 150 h beträgt.
Erfindungsgemäße Stahlflachprodukte weisen eine optimale Kombination aus Schweißbarkeit und geringer Neigung zur verzögerten Bildung von Rissen bei guter Festigkeit und Bruchdehnung, sowie eine gute Warm- und
Kaltverformbarkeit auch dann auf, wenn sie bei ihrer Erzeugung eine in
erfindungsgemäßer Weise durchgeführte Schlussglühung im Haubenofen durchlaufen haben (Arbeitsschritt g) des erfindungsgemäßen Verfahrens).
Die Legierung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und die Parameter der bei der Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts durchgeführten
Schlussglühung (Arbeitsschritt g) des erfindungsgemäßen Verfahrens) sind dabei so gestaltet, dass die Entstehung von Karbiden, die nicht zur Einstellung eines feinkörnigen Gefüges während der Schlussglühung dienen,
weitestgehend vermieden werden. Die Feinkörnigkeit des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts erfüllt sicher ASTM 13, wobei darüber liegende Feinkörnigkeiten regelmäßig erreicht werden. Die Maßgabe "Feinkörnigkeit des Gefüges entspricht mindestens ASTM 13" nimmt dabei Bezug auf die von der American Society for Testing Materials ASTM für die Beurteilung der Korngröße eines Gefüges entwickelten ASTM-Richtreihe.
Das aufgrund der erfindungsgemäßen Legierungsvorgaben in Kombination mit der abschließenden Haubenglühung erzielte besonders feine Gefüge ergibt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt eine optimale Kombination aus guter Festigkeit und Zähigkeit, die eine gute Warm- und Kaltverformbarkeit gewährleistet. Besonders hervorzuheben ist die lotrissigkeitsmindernde
Wirkung, sowie die geringe Neigung zu verzögerter Rissbildung des feinen Gefüges, welches sich in Folge der erfindungsgemäßen Kombination aus chemischer Zusammensetzung und Haubenglühparametern mit optimaler Betriebssicherheit reproduzieren lässt.
Dabei ist gewährleistet, dass der Volumenanteil an Karbiden am Gefüge und Flächendichte an Karbiden (d.h. die Anzahl der Karbide pro betrachteter Schlifffläche) gering sind. Die Flächendichte an Karbiden wird mittels
Lichtmikroskopie und visueller Auswertung eines Gefügeschliffs bei 1000-facher Vergrößerung bestimmt.
Die Erfindung schreibt für die Flächendichte eine Obergrenze von maximal 250 Partikeln pro 1000 μιτι2 vor. Diese Obergrenze wird bei Beachtung der erfindungsgemäßen Vorgaben bei der Erzeugung von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten sicher eingehalten. Indem die Flächendichte beim Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 250 Partikel pro 1000 m2 beschränkt ist, ist gewährleistet, dass die mechanischen
Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, nämlich eine Dehngrenze Rp0,2 von mehr als 350 MPa, insbesondere mehr als 400 MPa, eine Bruchdehnung A80 von mindestens 35 %, typischerweise 35 - 45 % oder 35 - 40 %, und eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 800 MPa, sicher erreicht werden und eine Kaltumformung des so beschaffenen Stahlflachproduktes uneingeschränkt erfolgen kann.
Für die trotz seiner hohen Festigkeit gute Kaltverformbarkeit eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts steht auch, dass das aus seiner Zugfestigkeit Rm und seiner Bruchdehnung A80 gebildete Produkt Rm x A80 regelmäßig größer 32.000 [MPa%], bevorzugt größer 35.000 [MPa%], ist. Zugfestigkeit Rm und Bruchdehnung A80 werden dabei gemäß ISO 6892-1 : 2017-02 bestimmt.
Eine Karbidflächendichte von mehr als 250 Karbiden je 1000 pm2 würde eine drastische Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften und des
Rm*A80-Produkts mit sich bringen. Karbid-Flächendichten von höchstens 200 Karbidpartikeln pro 1000 pm2, insbesondere von höchstens 170 Karbidpartikeln pro 1000 pm2 oder von höchstens 150 Karbid Partikeln pro 1000 pm2, erweisen sich deshalb als besonders vorteilhaft.
Erfindungsgemäße Stahlflachprodukte weisen ein austenitisches Gefüge auf und besitzen TWIP-Eigenschaften ("TWIP" = Twinning Induced Plasticity). Dabei können im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auch Anteile an Austenit vorhanden sein, der eine Eignung für den TRIP-Effekt (TRIP = TRansformation induced Plasticity) mitbringt.
Die dominierenden Verformungsmechanismen ergeben sich aus der chemischen Zusammensetzung und der daraus resultierenden
Stapelfehlerenergie. Eine Untergrenze der Stapelfehlerenergie von 7 mJ/m2 gewährleistet den überwiegenden TWIP-Verformungsmechanismus. Um diesen Effekt besonders sicher zu nutzen, kann der Mindestwert der
Stapelfehlerenergie auf 8 mJ/m2 gesetzt werden. Werte oberhalb 15 mJ/m2 erhöhen die Legierungsmittelkosten und verschlechtern die Verarbeitungs- und Gebrauchseigenschaften (z.B. Schweißbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, usw.). Um diese negativen Effekte sicher zu vermeiden, kann der Wert der
Stapelfehlerenergie auf höchstens 13 mJ/m2 begrenzt werden.
Die Stapelfehlerenergie lässt sich dabei gemäß Oliver Gräßel "Entwicklung und Charakterisierung neuer TRIP/TWIP Leichtbaustähle auf Basis Fe-Mn-Al-Si, Clausthal-Zellerfeld: Papierflieger, 2000, ISBN 3-89720-404-5, S. 46 ff." berechnen.
Zur Stabilisierung des Austen itgefüges trägt beim erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt sein C-Gehalt von mindestens 0,1 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,2 Gew.-%, bei. Auch können über den jeweiligen C-Gehalt die TWIP- und TRIP-Eigenschaften beim erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt gezielt beeinflusst werden, da Kohlenstoff die Stapelfehlerenergie erhöht. Des Weiteren wird durch die erfindungsgemäße Anwesenheit von C die Festigkeit erhöht, ohne dass es zu einem Verlust von Duktilität kommt. Bei C-Gehalten von mehr als 0,8 Gew.-% kann es jedoch bei der erfindungsgemäß
vorgesehenen Schlussglühung im Haubenofen zu einer Abnahme der
Verformbarkeit kommen. Daher ist C-Gehalt eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts auf 0,1 - 0,8 Gew.-% beschränkt. Die angestrebte Wirkung des Kohlenstoffgehalts lässt sich mit Stahlflachprodukten besonders sicher erzielen, deren C-Gehalte auf max. 0,5 Gew.-% beschränkt sind, wobei sich bei C-Gehalten von 0,2 - 0,5 Gew.-% besonders gute Eigenschaftskombinationen ergeben.
Mangan bewirkt in erfindungsgemäßen Stählen die geforderte hohe Festigkeit und eine höhere Stapelfehlerenergie. Über die Gehalte an Mn lassen sich die TRIP- oder TWIP-Eigenschaften der erfindungsgemäßen Stähle einstellen. Darüber hinaus stellt die Anwesenheit hoher Gehalte an Mn sicher, dass erfindungsgemäße Stahlflachprodukte das angestrebte austenitische Gefüge aufweisen. Indem der Mn-Gehalt mindestens 10 Gew.-% beträgt, wird diese Wirkung sicher erreicht. Bei über 25 Gew.-% liegenden Mn-Gehalten tritt keine im Hinblick auf die hier interessierenden Eigenschaften wesentliche Verbesserung mehr ein. Stattdessen besteht die Gefahr, dass bei über
25 Gew.-% liegenden Mangan-Gehalten die maximale Zugfestigkeit zurückgeht. Eine Beschränkung des Mn-Gehalts auf höchstens 22 Gew.-% kann im Hinblick auf eine Minimierung der Anfälligkeit gegenüber verzögerter Rissbildung in Kombination mit den erfindungsgemäß vorgegebenen AI-Gehalten vorteilhaft sein. Eine Beschränkung des Mn-Gehalts auf höchstens 22 Gew.-%,
insbesondere weniger als 22 Gew.-%, bewirkt eine deutliche Absenkung des Korrosionspotenzials und wirkt der Wasserstoffaufnahme entgegen. Die
Untergrenze von 10 Gew.-% stellt eine einfache Herstellbarkeit und eine gute Verarbeitbarkeit des Stahls sicher, aus dem ein erfindungsgemäßes
Stahlflachprodukt besteht. Besonders günstig erweisen sich in dieser Hinsicht Mn-Gehalte von mindestens 17 Gew.-%. Optimale Wirkungen der Anwesenheit von Mn im erfindungsgemäßen Stahl werden erzielt bei Mn-Gehalten von 17 - 22 Gew.-%.
AI erhöht im erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalt den Korrosionswiderstand und reduziert die Neigung zur verzögerten Rissbildung. Schweißversuche haben des Weiteren erwiesen, dass bei erfindungsgemäßen Stählen die Gefahr der Lot- und Heißrissigkeit gegenüber bekannten Legierungskonzepten dadurch abgesenkt ist, dass der AI-Gehalt in den erfindungsgemäß vorgegebenen Bereichen gehalten sind. So sind dadurch, dass erfindungsgemäß der Gehalt an Aluminium auf 0,3 - 2 Gew.-% beschränkt ist, eine Schweißbarkeit der erfindungsgemäßen Stähle gewährleistet, die der von hochmanganhaltigen Stählen mit höherem AI-Gehalt überlegen ist. Dabei sind die Maßgaben für den Gehalt an AI erfindungsgemäß so gewählt, dass der bei hohem Gehalt an AI andernfalls bestehenden Gefahr zu kleiner Arbeitsbereiche beim
Widerstandspunktschweißen und der Neigung zu Lot- und Heißrissigkeit begegnet ist. Die durch die erfindungsgemäße Anwesenheit von AI erzielten Effekte lassen sich dann besonders sicher nutzen, wenn der AI-Gehalt bei 0,3 - 1 ,5 Gew.-%, insbesondere bei 0,5 - 1 ,3 Gew.-%, liegt. Si erhöht in erfindungsgemäßen Stählen den Widerstand gegen verzögerte Rissbildung, verstärkt aber gleichzeitig signifikant die Neigung zu Lot- und Heißrissigkeit und verkleinert den Arbeitsbereich beim
Widerstandspunktschweißen. Daher ist der maximale Si-Gehalt auf 0,5 Gew.- %, bevorzugt auf 0,3 Gew.-%, beschränkt. Um die positiven Einflüsse von Si sicher nutzen zu können, kann beim erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ein Mindestgehalt an Si von 0,1 Gew.-% vorgesehen werden.
Des Weiteren ist bei erfindungsgemäßen, hochmanganhaltigen Stählen das System Fe-Mn-C zur Erzielung erfindungsgemäßer Eigenschaften relevant. Insbesondere bei Abwesenheit von starken Karbidbildnern wie etwa Cr können grobe Eisenmangankarbide (z. B. (FeMn)3C, (FeMn)7C3, Mn4C, Mn23C6)) entstehen, welche zu einer Kohlenstoff- und Manganverarmung der
austenitischen Matrix führen, was wiederum die Eigenschaften des
Stahlflachprodukts verschlechtern würde.
Besonders zu beachten ist daher bei erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten die gleichzeitige Anwesenheit von C und karbidbildenden Elementen, insbesondere Cr. Bei verstärkter Karbidbildung würde eine
Kohlenstoffverarmung stattfinden, was eine möglicherweise unerwünschte Verschiebung der Stapelfehlerenergie mit sich bringt und damit den TRIP-Effekt bewirken oder verstärken kann.
Die Legierung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist deshalb so eingestellt, dass trotz der sehr langen Glühzeiten in einem für die
erfindungsgemäße Schlussglühung (Arbeitsschritt g)) vorgesehenen
Haubenofen eine exzessive Bildung gröberer Karbide, beispielsweise
Chromkarbide (z. B. Cr23C6), verhindert ist. Aus diesen Gründen ist der Cr- Gehalt auf höchstens 1 ,5 Gew.-%, vorzugsweise auf höchstens 0,7 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 0,5 Gew.-%, begrenzt. Die erfindungsgemäße Begrenzung des Cr-Gehaltes bewirkt zudem eine deutliche Verbesserung der Beizbarkeit von erfindungsgemäßen Stählen. Hierzu kann es bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorteilhaft sein, den Cr-Gehalt so stark zu begrenzen, dass er im technischen Sinne vollständig unwirksam ist. Dies lässt sich dadurch erzielen, dass in einem erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt höchstens 0,01 Gew.-% Cr zugelassen werden
Erfindungsgemäße Stähle enthalten mindestens eines der
Mikrolegierungselemente V, Nb und Ti, wobei die Summe der Gehalte an diesen Mikrolegierungselementen 0,01 - 0,5 Gew.-% beträgt. Die positiven Effekte von V und Nb sowie, mit Einschränkungen, von Ti auf die Feinkörnigkeit des Gefüges eines erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahls können genutzt werden, wenn Titan, Vanadium oder Niob jeweils alleine oder in
Kombination miteinander im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sind. D.h., in Fällen, in denen jeweils nur V, Nb oder Ti als Mikrolegierungselement alleine vorhanden ist, kann der Gehalt des dann jeweils alleine vorhandenen Elements ebenfalls 0,01 - 0,5 Gew.-% betragen. V und Nb haben sich hier aus den nachfolgend im Einzelnen dargelegten Gründen als besonders wirksam in Bezug auf die Einstellung eines optimalen Gefüges herausgestellt.
Dabei erweisen sich Gehalte an V, Nb und Ti, deren Summe mindestens 0,03 Gew.-% beträgt, als besonders günstig. Ebenso vorteilhaft kann es im Hinblick auf die Sicherheit, mit der sich die günstigen Einflüsse der
Anwesenheit von V, Nb und / oder Ti nutzen lassen, vorteilhaft sein, wenn die Summe der Gehalte an diesen Elementen max. 0,3 Gew.-%, insbesondere max. 0,2 Gew.-%, beträgt.
Durch die erfindungsgemäß vorgesehene Anwesenheit eines oder mehrerer der Mikrolegierungselemente V, Nb, Ti werden die Voraussetzungen für eine optimale Feinkörnigkeit des Gefüges von erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukten geschaffen, die mittels Haubenglühung schlussgeglüht sind. V, Nb und Ti erlauben die Erzeugung eines feinkristallinen Gefüges mit einer hohen Dichte an Ausscheidungen (z. B. VC, VN, VCN, NbC, NbN, NbCN, VNbC, VNbN, VNbCN, TiC, TiN, TiCN) und tragen zudem zu einem großen Widerstand gegen Lotrissbildung bei. Nb, V und Ti haben zudem einen Einfluss auf die verzögerte Rissbildung. An den von diesen Elementen gebildeten Ausscheidungen wird der im Stahlflachprodukt enthaltene oder in dieses im Zuge seiner Verarbeitung eindringende Wasserstoff "getrappt" (d.h.
festgehalten) und unschädlich gemacht.
Die Größe der bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auf diesem Wege erhaltenen Körner ist dabei vergleichbar mit den Korngrößen, die kontinuierlich im Durchlaufofen geglühte austenitische hochmanganhaltige Stählen aufweisen. So kann, wie oben bereits erwähnt, für ein
erfindungsgemäß haubengeglühtes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt eine Gefügefeinheit garantiert werden, die mindestens ASTM 13 entspricht, in der Regel feiner als ASTM 14 ist. Dabei konnte anhand von praktischen Versuchen gezeigt werden, dass regelmäßig Gefüge erhalten werden, die den
Anforderungen der ASTM 15 genügen.
Titan bildet als Mikrolegierungselement in erfindungsgemäßen Stählen
Ausscheidungen, die zur Feinkörnigkeit beitragen und die mechanischen Eigenschaften des Stahls positiv beeinflussen können. Allerdings ist Titan in Bezug auf die Einstellung eines feinkörnigen Gefüges weniger wirksam als die erfindungsgemäß für diesen Zweck ebenfalls vorgesehenen
Legierungselemente Niob oder Vanadium. Deshalb wird Ti bevorzugt in
Kombination mit mindestens einem der Elemente V und Nb dem
erfindungsgemäßen Stahl zugegeben. Eine die Wirkung dieser Elemente optimal unterstützende Wirkung von Titan im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt ergibt sich bei Ti-Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-%. Bei zu hohen Gehalten an Ti können sich grobe TiN- oder TiC-Partikel bilden, von denen beim Kaltwalzen und Kaltumformen von aus erfindungsgemäßen Stählen gefertigten Flachprodukten Risse ausgehen können. Darüber hinaus können die TiN- oder TiC-Partikel beim Kaltwalzen und Kaltumformen zerstört werden. Dabei entstehen zwischen den zerstörten Partikeln Kavitäten, die wiederum als Startpunkt für Risse dienen können. Schließlich können oberflächennahe, grobe TiC-Partikel beim Kaltwalzen und Kaltumformen zu Fehlstellen an der
Oberfläche führen. Daher sieht die Erfindung vor, den Ti-Gehalt, sofern überhaupt vorhanden, unterhalb einer Obergrenze von 0,5 Gew.-% zu halten, wobei sich Ti-Gehalte von bis zu 0,15 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,08 Gew.- %, als besonders günstig erwiesen haben, sofern Ti in wirksamen Mengen vorhanden ist.
Sollen erfindungsgemäße Stähle mit optimierten Eigenschaftskombinationen erzeugt werden, kann dies dadurch erreicht werden, dass der Ti-Gehalt der erfindungsgemäßen Stähle zu Gunsten höherer Nb- oder V-Gehalte auf Werte reduziert wird, in denen Ti keine Wirkung mehr entfaltet, d.h. allenfalls noch den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen ist. In diesem Fall sind als Mikrolegierungselemente in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt somit nur noch V und/oder Nb in Gehalten vorhanden, deren Summe nach Maßgabe der Erfindung 0,01 - 0,5 Gew.-% beträgt, wogegen der Ti-Gehalt im technischen Sinne gleich "0 Gew.-%" ist.
Der Nb-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann, sofern Nb alleine vorhanden ist, 0,01 - 0,5 Gew.-% betragen, wobei sich Gehalte von bis zu 0,15 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,08 Gew.-%, als besonders günstig herausgestallt haben. Die niedrigeren Obergrenzen des Nb-Gehalts haben sich dabei insbesondere dann als vorteilhaft herausgestellt, wenn Nb in Kombination mit V und/oder Ti vorhanden ist.
Die in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten gegebenenfalls vorhandenen Nb- und Ti-Gehalte führen schon beim Warmwalzen zu Nb- und Ti- Ausscheidungen und erhöhen so den Walzwiderstand beim Warm- und
Kaltwalzen. Dies kann sich insbesondere beim Warmwalzen als ungünstig erweisen, da bereits die erfindungsgemäß vorgeschriebenen vergleichbar hohen AI- und optionalen Si-Gehalte einen erhöhten Warmwalzwiderstand nach sich ziehen. Daher kann es bei erwiesenen Problemen bei der Erzeugung erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte vorteilhaft sein, den Nb-Gehalt auf ein technisch unwirksames Minimum zu reduzieren.
Bei Anwesenheit von Vanadium entstehen Vanadium-Ausscheidungen erst bei der Schlussglühung des fertig gewalzten Blechs und behindern daher das Warm- und Kaltwalzen nicht. In Fällen, in denen es sich als schwierig erweist, erfindungsgemäße Stähle warm- oder kaltzuwalzen, kann es auch aus diesem Grund günstig sein, den Vanadium-Gehalt des Stahls in Relation zum Nb- Gehalt zu erhöhen bzw. zu Gunsten eines hohen Vanadium-Gehalts auf die Zugabe von Niob und/oder Titan zu verzichten. In diesem Fall kann somit der V- Gehalt des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts 0,01 - 0,5 Gew.-% betragen, wogegen Nb und Ti nur in technisch unwirksamen, allenfalls den
unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnenden Gehalten vorhanden sind, ihre Gehalte im technischen Sinne also gleich "0 Gew.-%" sind. Dabei haben sich V-Gehalte von max. 0,15 Gew.-%, insbesondere max. 0,08 Gew.-%, als besonders günstig erwiesen. Dies gilt insbesondere dann, wenn V in
Kombination mit Nb vorhanden ist.
Schwefel und Phosphor gelangen im Zuge des Erschmelzungsprozesses unvermeidbar in den zur Herstellung erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte vorgesehenen Stahl. Sie können zu einer Versprödung an den Korngrenzen führen. Insbesondere im Hinblick auf eine ausreichende Warmverformbarkeit ist daher bei erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten der S-Gehalt auf weniger als 0,03 Gew.-% und der P-Gehalt auf weniger als 0,08 Gew.-% beschränkt. Es versteht sich hierbei von selbst, dass der S- und P-Gehalt jeweils bevorzugt so einzustellen ist, dass er keine negativen Auswirkungen auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts hat, im technischen Sinne also wirkungslos ist.
Stickstoff "N" in Gehalten von bis zu 0,1 Gew.-% ist zur Bildung von
Karbonitriden notwendig. Bei N-Mangel bilden sich C-reiche und N-arme
Karbonitride. Deshalb sieht die Erfindung bevorzugt einen N-Gehalt von mindestens 0,003 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,005 Gew.-%, bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vor. Der N-Gehalt sollte dennoch gering eingestellt werden. AI und N bilden Ausscheidungen, die die mechanischen Eigenschaften, insbesondere die Dehnwerte, deutlich verschlechtern können. Auch durch eine nachträgliche Wärmebehandlung können die AIN - Ausscheidungen nicht mehr aufgelöst werden. Aus diesem Grund ist der maximale Gehalt an Stickstoff in erfindungsgemäßen Stählen vorteilhafterweise auf weniger als 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,025 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0170 Gew.-%, beschränkt. Optimale Wirkungen der Anwesenheit von Stickstoff im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt stellen sich demnach dann ein, wenn der N-Gehalt 0,0030 - 0,0250 Gew.-%, insbesondere 0,005 - 0,0170 Gew.-%, beträgt.
Optional in Gehalten von bis zu 2 Gew.-% zugegebenes Mo kann zur
Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit und damit einhergehend zu einer weiteren Verminderung des Risikos der verzögerten Rissbildung beitragen. Mo bildet wie Cr zusätzlich mit dem im Stahl vorhandenen Kohlenstoff und
Stickstoff Ausscheidungen, die durch Anlagerung von Wasserstoff der verzögerten Rissbildung entgegenwirken. Da Mo jedoch auch ein sehr starker Karbidbildner ist, ist sein Gehalt vorzugsweise auf max. 1 Gew.-%,
insbesondere auf max. 0,5 Gew.-%, beschränkt. Gleichzeitig kann die Wirkung von Mo im erfindungsgemäßen Stahl dadurch sicher genutzt werden, dass Mo in Gehalten von mindestens 0,1 Gew.-% vorhanden ist.
Co kann optional in Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,2 Gew.-%, im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden sein, um das Kornwachstum zu hemmen und so zur Feinkörnigkeit des Gefüges beizutragen. Diese Wirkung lässt sich bei Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-% erzielen.
Optional zugegebenes Bor substituiert in seiner Wirkung auf die mechanischtechnologischen Eigenschaften das Legierungselement Mn. So ist festgestellt worden, dass ein Stahl mit einem Mn-Gehalt von 20 Gew.-% und 0,003 % Bor ein ähnliches Eigenschaftsprofil aufweist wie ein Stahl, der 25 % Mn, jedoch kein B enthält. Daher erlaubt die Zugabe von bis zu 0,01 Gew.-% Bor zu einer erfindungsgemäßen Stahllegierung bei unverändert hohen Festigkeiten verminderte Mn-Gehalte, die im Hinblick auf die Vermeidung von verzögerter Rissbildung und Lotrissigkeit günstig sind. Daneben wirken sich geringe Gehalte an Bor positiv auf die Bandkantenqualität des aus einer
erfindungsgemäßen Stahllegierung erzeugten Warmbands aus. Risse und Instabilitäten im Bandkantenbereich, wie sie von AI- und Si-Iegierten
hochmanganhaltigen Stählen bekannt sind, werden auf diese Weise
unterdrückt. Die Wirkungen von B im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt lassen sich dabei dann sicher nutzen, wenn der B-Gehalt mindestens
0,001 Gew.-% beträgt.
Optional zugegebenes Nickel kann zu einer hohen Bruchdehnung beitragen und die Zähigkeit des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sowie den Widerstand gegen verzögerte Rissbildung steigern. Bei
erfindungsgemäßen Stählen ist dieser Effekt jedoch erschöpft, wenn der Stahl mehr als 8 Gew.-% Nickel enthält. Daher ist die Obergrenze der
erfindungsgemäß optional zugegebenen Nickel-Gehalte auf 8 Gew.-%, vorzugsweise 5 Gew.-% und insbesondere 3 Gew.-%, beschränkt. Die
Wirkungen von Ni im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt lassen sich dabei dann sicher nutzen, wenn der Ni-Gehalt mindestens 0,1 Gew.-% beträgt.
Auch durch die optionale Zugabe von Kupfer in unterhalb von 5 Gew.-% liegenden Gehalten kann die Härte eines erfindungsgemäßen Stahls durch die Bildung von Ausscheidungen gesteigert werden. Höhere Gehalte an Cu können jedoch Oberflächenfehler verursachen, die beispielsweise aus
erfindungsgemäßen Stählen gefertigte Stahlflachprodukte unbrauchbar machen könnten. Aus diesem Grund sollten die Gehalte an Cu vorzugsweise auf weniger als 3 Gew.-%, insbesondere unterhalb 0,5 Gew.-%, beschränkt werden. Die Wirkungen von Cu im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt lassen sich dabei dann sicher nutzen, wenn der Cu-Gehalt mindestens
0,1 Gew.-% beträgt.
Durch eine optionale Ca-Behandlung bei der Stahlerzeugung kann die
Vergießbarkeit der für die Herstellung erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte verwendeten Stahlschmelze besonders bei hoch Al-haltigen
erfindungsgemäßen Zusammensetzungen verbessert werden. Ca bildet gemeinsam mit Tonerde (AI203) Calciumaluminate, die in die Schlacke aufgenommen werden und somit die Tonerde unschädlich machen. Auf diese Weise wird der Gefahr entgegengewirkt, dass Tonerde zu Cloggings
(Anlagerungen im Tauchrohr) führt, welche die Vergießbarkeit beeinträchtigen. Dementsprechend sind in erfindungsgemäßem Stahl optional Ca-Gehalte von bis zu 0,015 Gew.-%, insbesondere bis zu 0,01 Gew.-%, zugelassen, wobei die vorteilhaften Effekte der optional durchgeführten Ca-Behandlung sich typischerweise in Ca-Gehalten von mindestens 0,0005 Gew.-% äußern.
Mg kann während der Stahlerzeugung optional zum Desoxidieren eingesetzt werden und formt mit O und S feine Oxide, die sich beim Verschweißen eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorteilhaft auf die Duktilität der
Wärmeeinflusszone der Schweißstelle auswirken können. Bei zu hohen Gehalten an Mg können sich jedoch grobe Ausscheidungen im Gefüge des Stahlflachprodukts bilden. Daher ist der optional vorhandene Mg-Gehalt auf max. 0,0015 Gew.-% beschränkt.
Antimon und Zinn können versprödend wirken, da sie zu
Korngrenzensegregationen neigen. Zudem fördern sie die Neigung zu wasserstoffinduzierter Rissbildung. Daher ist es bei erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten vorteilhaft, den Sb- und Sn-Gehalt auf jeweils maximal 0,2 % zu begrenzen. Dabei kann es bei erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten vorteilhaft sein, den Sb- und Sn-Gehalt auf ein technisch unwirksames
Minimum zu reduzieren. Die ebenfalls jeweils optional vorhandenen Elemente Zr, Ta und W können durch Karbidbildung die Bildung von Feinkorn fördern. Jedoch steht ihre Wirkung hinter den für diesen Zweck erfindungsgemäß vorgesehenen
Legierungselementen V, Nb oder Ti zurück. Darüber hinaus können Zr, Ta und W bei zu hohen Gehalten die Schweißbarkeit und Kaltverformbarkeit verschlechtern. Deshalb ist die Obergrenze der Summe der Gehalte an Zr, Ta und W bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auf max. 2 Gew.-%, insbesondere max. 1 Gew.-%, beschränkt. Sicher nutzen lassen sich die positiven Einflüsse von Zr, Ta, W, wenn mindestens eines dieser Elemente in Gehalten von 0,05 Gew.-% vorhanden ist.
Die der Gruppe der Seltenerdmetalle angehörenden Elemente können optional mit Gehalten von in Summe bis zu 0,2 Gew.-% im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt vorhanden sein. Sie können zum Desoxidieren eingesetzt werden, wenn besonders niedrige Sauerstoffgehalte eingestellt werden sollen, um die Entstehung unerwünschter AI-Oxide zu verhindern. Darüber hinaus können Gehalte an Seltenerdmetallen kornfeinend wirken und zur Einformung von nichtmetallischen Einschlüssen beitragen. Deshalb ist der optionale Gehalt an Seltenerdmetallen bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt bevorzugt auf höchstens 0,05 Gew.-% beschränkt. Sicher nutzen lässt sich der positive Einfluss der Anwesenheit der Seltenerdmetalle, wenn der Gehalt an Seltenerdmetallen mindestens 0,02 Gew.-% trägt.
Erfindungsgemäße Stahlflachprodukte eignen sich aufgrund ihres
Eigenschaftsprofils im besonderen Maße zur Herstellung von Bauteilen durch Warm- oder Kaltverformung. Erfindungsgemäße Stahlflachprodukte zeichnen sich dabei allgemein durch ein besonders hohes Energieabsorptionsvermögen bei plötzlich auftretender Belastung aus.
Aufgrund ihres besonderen Eigenschaftsspektrums sind in erfindungsgemäßer Weise erzeugte Stahlflachprodukte besonders gut für die Herstellung von Karosseriebauteilen geeignet. Aufgrund seiner außergewöhnlich hohen Festigkeit und Dehnbarkeit ist erfindungsgemäß zusammengesetztes und erzeugtes Material hier besonders für tragende und crashrelevante Bauteile von Fahrzeugkarosserien geeignet. So lassen sich aus erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukten Strukturbauteile herstellen, bei denen eine hohe
Tragfähigkeit mit einem hohen Schutz und einem geringen Gewicht kombiniert sind.
Wegen ihres hohen Energieaufnahmevermögens eignen sich
erfindungsgemäße Stahlflachprodukte auch für die Herstellung von
Panzerungen oder Teilen für den Personenschutz. Insbesondere lassen sich aus erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten direkt am Körper getragene Elemente herstellen, die zum Schutz gegen Beschuss oder vergleichbare impulsförmig auftretende Angriffe dienen.
Aufgrund ihres verminderten Gewichts bei gleichzeitig guter Verformbarkeit und Festigkeit sind erfindungsgemäße Stahlflachprodukte darüber hinaus
besonders zur Verarbeitung zu Rädern für Fahrzeuge, insbesondere
Kraftfahrzeuge, geeignet.
Auch lassen sich aus erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukten Bauteile erzeugen, die im Bereich der Tieftemperaturtechnik eingesetzt werden. Das günstige Eigenschaftsspektrum erfindungsgemäß erzeugter
Kaltbandprodukte bleibt auch bei niedrigen, im Bereich der Kryotechnik üblichen Temperaturen erhalten.
Denkbar ist darüber hinaus eine Verwendung erfindungsgemäßer Stahlbleche zur Herstellung von Rohren, die insbesondere für die Herstellung von
hochfesten Motorteilen, wie Nockenwellen oder Kolbenstangen, bestimmt sind.
Um die erfindungsgemäßen Stahlflachprodukie vor Oberflächenkorrosion zu schützen, können diese mindestens auf ihrer im praktischen Einsatz einem korrosiven Angriff ausgesetzten Fläche mit einer metallischen Schutzbeschichtung überzogen sein. Bei dieser Schutzbeschichtung kann es sich um eine AI- oder Zn-basierte Schicht handeln, die in an sich bekannter Weise zusammengesetzt sein kann und in ebenso bekannter Weise
beispielsweise durch elektrolytisches Verzinken, durch Feuerverzinken, durch nachgeglühte oder galvanealed Beschichtungsverfahren, als ZnNi- Beschichtungen oder durch Feueraluminieren auf das erfindungsgemäße Flachprodukt aufgebracht werden kann. Dabei lassen sich insbesondere durch elektrolytisches Verzinken gute Beschichtungsergebnisse erzielen.
Für das erfindungsgemäße Verfahren wird im Arbeitsschritt a) des
erfindungsgemäßen Verfahrens ein Vorprodukt bereitgestellt, das aus einem gemäß den voranstehenden Erläuterungen zusammengesetzten Stahl hergestellt worden ist. Der Stahl kann in konventioneller Weise in einem Konverterstahlwerk oder einen Elektrolichtbogenofen erzeugt werden und anschließend in ebenso konventioneller Weise zu einem Vorprodukt vergossen werden. Bei diesem Vorprodukt handelt es sich um in einem konventionellen Gießverfahren erzeugte Blöcke, Brammen oder Dünnbrammen oder um mittels eines der bekannten Bandgussverfahren gegossenes Band.
Allgemein gesagt, wird nach der Erzeugung des Vorprodukts ein
Warmwalzprozess durchlaufen, der inline oder offline im Anschluss an das Vergießen durchgeführt wird. Die auf diesen Wegen erhaltenen Warmbänder werden in einer Tandemstraße, einem Reversiergerüst oder einem Sendzimir- Gerüst zu Kaltband kaltgewalzt. Dazu kann das aus einer erfindungsgemäßen Stahllegierung erzeugte Warmband zunächst gebeizt werden. Das erhaltene Kaltband wird im Haubenglühofen schlussgeglüht und kann anschließend optional oberflächenbeschichtet (Z, ZE, ZF, ZMg, ZN, ZA, AS, S, Dünnfilm, zundervermeidende Beschichtungen, die für die Warmumformung und das Presshärten geeignet sind) werden. Eine gesonderte Wärmebehandlung nach Aufbringen der Oberflächenbeschichtung ist genauso möglich. Das
erfindungsgemäße Kaltband kann anschließend mit einer Beschichtung versehen werden, die einen Einsatz in Warm- oder Halbwarmumformverfahren ermöglicht. Insbesondere im Fall eines Zn-beschichteten erfindungsgemäßen Kaltbands kann der hohe Widerstand erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte gegen verzögerte Rissbildung durch eine thermische Nachbehandlung weiter verbessert werden. Bei dieser Nachbehandlung wird zinkbeschichtetes Material so behandelt, dass ein Legieren der Zinkschicht mit dem Grundwerkstoff einsetzt. Durch die thermische Nachbehandlung legiert sich Zn in den
Grundwerkstoff ein. So behandeltes Material zeigt verzögerte Rissbildung erst nach erheblich verlängerten Beobachtungszeiträumen oder sogar keinerlei Rissbildung mehr.
Im Speziellen wird im Arbeitsschritt b) des erfind ungsgemäßen Verfahrens das im Arbeitsschritt a) bereitgestellte Vorprodukt auf eine Haltetemperatur von nicht weniger als 1100 °C wiedererwärmt oder bei dieser Temperatur gehalten, wobei die Haltetemperatur bevorzugt mindestens 1150 °C beträgt. Eine
Wiedererwärmung auf die Haltetemperatur wird insbesondere erforderlich sein, wenn es sich bei dem Vorprodukt um Brammen oder Blöcke handelt, die in einem von der Warmbanderzeugung separierten Prozess erzeugt werden. In solchen Fällen, in denen das Vorprodukt in einem kontinuierlichen Arbeitsablauf nach dem Gießen direkt dem Warmwalzen zugeführt wird, wie es zum Beispiel bei den bekannten Gießwalzanlagen der Fall ist, in der Dünnbrammen in kontinuierlich aufeinanderfolgenden Arbeitsschritten gegossen und zu
Warmband verarbeitet werden, kann der Arbeitsschritt b) auch auf ein Halten bei der jeweiligen Haltetemperatur unter Ausnutzung der Gießhitze bestehen.
Das im Arbeitsschritt b) auf die Haltetemperatur wiedererwärmte oder dort gehaltene Vorprodukt durchläuft im Arbeitsschritt c) einen Warmwalzprozess, bei dem es mit einer Warmwalzendtemperatur von mindestens 800 °C zu einem Warmband warmgewalzt wird. Vorteilhafterweise beträgt die Stichabnahme während des Warmwalzens pro Stich jeweils mindestens 10 %, um unter praxisgerechten Produktionsbedingungen ein warmgewalztes
erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt mit optimaler Beschaffenheit seines Gefüges zu erhalten. Die Warmwalzendtemperatur sollte zweckmäßigerweise nicht höher als 1050 °C sein. Mit zunehmender Warmwalzendtemperatur nehmen Zugfestigkeit und Dehngrenze des Warmbands ab, während die Dehnungswerte ansteigen. Durch Variation der Walzendtemperaturen im durch die Erfindung vorgegebenen Rahmen von 800 - 1050 °C, insbesondere 950 - 1000 °C, lässt sich die Kaltwalzbarkeit des Warmbands auf einfache Weise einstellen.
Das im Arbeitsschritt c) erhaltene Warmband wird im Arbeitsschritt d) bei einer maximal 750 °C betragenden Haspeltemperatur zu einem Coil gewickelt. Durch die Beschränkung der Haspeltemperatur auf Werte von maximal 750 °C, insbesondere weniger als 700 °C, insbesondere auf 300 - 600 °C, wird das Risiko einer Korngrenzoxidation minimiert. Eine Korngrenzoxidation könnte Materialabplatzungen nach sich ziehen und als solche die Weiterverarbeitung erschweren oder sogar unmöglich machen. Des Weiteren wird durch ein Haspeln bei den erfindungsgemäß vorgegebenen Temperaturen die vorzeitige Ausscheidung von Karbonitriden vermieden. Die Haspeltemperatur sollte mindestens 300 °C betragen, da darunter liegende Temperaturen zu
verstärkten Randwelligkeiten führen würden.
Im erfindungsgemäß erzeugten Warmband liegen die Gehalte an V, soweit vorhanden, zu mindestens 80 %, insbesondere zu mindestens 90 %, und an Nb, soweit vorhanden, zu mindestens 50 %, insbesondere zu mindestens 60 %, in gelöster Form vor. Die restlichen Gehalte an V und/oder Nb sind als
Ausscheidungen vorhanden, wobei die Menge der in den Ausscheidungen gebundenen Gehalte an V und Nb durch eine geeignete Prozesssteuerung beim Warmwalzen möglichst gering sein soll. Durch den hohen Anteil an gelösten Mikrolegierungselementen im Warmband lässt sich das angestrebte sehr feine Gefüge beim anschließenden Kaltwalzen und der nachfolgenden Haubenglühung betriebssicher erzeugen. Ti liegt im Warmband zu mehr als 80 % ausgeschieden in Form von Ausscheidungen vor und ist daher weniger effektiv zur Feinkornbildung im Kaltband. Das Warmband wird nach dem Haspeln und einer optionalen Oberflächenreinigung durch Beizen (Arbeitsschritt e) in an sich bekannter Weise zu Kaltband kaltgewalzt (Arbeitsschritt f)). Bevorzugt liegt der beim Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad im Bereich von 30 % bis 80 %, um die optimierten Verformungs- und Festigkeitseigenschaften des fertigen
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sicher zu erreichen.
An das Kaltwalzen (Arbeitsschritt f)) schließt sich als Arbeitsschritt g) eine Schlussglühung im Haubenofen an, deren Glühtemperaturen, um eine ausreichende Rekristallisation zu gewährleisten, mindestens 600 °C und maximal 1200 °C betragen, jedoch vorzugsweise unter 800 °C, insbesondere zwischen 650 und 750 °C, liegen.
Vor Beginn des Heizprozesses kann die Atmosphäre in der Schutzhaube zunächst mit einem inerten Gas bis zu einem nicht zündfähigen
Sauerstoffgehalt ausgetauscht werden (Spülen). Dies verhindert zum einen explosionsfähige H2-Luftgemische. Zum anderen lässt sich so eine Oxidation des Materials unterbinden. Anschließend erfolgt die Spülung mit Wasserstoff bis zu dem gewünschten H2-Inertgas-Gemisch, in dem mindestens 50 % H2 vorhanden sind. Der Rest der so gebildeten Glühatmosphäre wird durch ein Inertgas aufgefüllt, bei dem es sich typischerweise um N2 handelt.
Die Glühung bei Zielglühtemperatur erfolgt in einer reduzierenden Atmosphäre mit einem niedrigen Taupunkt von unter 0 °C, vorzugsweise unter -50 °C, in der Schutzgasatmosphäre mit mindestens 50 % Wasserstoff. Eine Atmosphäre aus mindestens 50 % H2 ist beim Glühprozess notwendig, um die erforderlichen Aufheiz- und Abkühlraten erreichen und prozesssicher einhalten zu können.
Durch den niedrigen Taupunkt der Glühatmosphäre wird Korngrenzenoxidation vermieden und der grundsätzlich hohen Korrosionsneigung von Mn-Stählen entgegengewirkt, so dass die Ausbildung einer massiven Oxidschicht an der Bandoberfläche vermindert wird. Der Taupunkt muss dabei während des Glühvorgangs nicht konstant auf der jeweiligen Vorgabe gehalten werden.
Vielmehr kann er, wie in konventionellen Haubenglühöfen üblich, während des Glühzyklus kontinuierlich abnehmen, also beispielsweise ausgehend von einem Taupunkt von 0 °C kontinuierlich auf werte absinken, die unterhalb von -50 °C, vorzugsweise unter -70 °C, liegen. Im Hochtemperaturbereich des Glühverlaufs (T > 600 °C) muss der Taupunkt kontinuierlich weniger als -50 °C, bevorzugt weniger als -60 °C, betragen.
Zu Beginn des Glühprozesses ist für die Rekristallisation und damit
einhergehend für die Feinkörnigkeit des Gefüges vor allem die Aufheizrate relevant, mit der das Kaltband unter der Heizhaube auf die Zielglühtemperatur gebracht wird. Diese beträgt erfindungsgemäß im Durchschnitt mindestens 0,1 K/min, vorzugsweise mindestens 0,5 K/min. Anschließend wird das Kaltband für eine Haltezeit auf der Zielglühtemperatur gehalten, die für eine gleichmäßige Durcherwärmung des Bands ausreicht. Die Haltezeit richtet sich dabei nach der Wärmeleitfähigkeit des Stahlflachprodukts, des Chargengewichtes, der
Zielglühtemperatur, des Schutzgases und der eingesetzten Ofentechnik, sie sollte jedoch 30 min nicht unterschreiten und kann bis zu 60 Stunden betragen. Sie sollte in jedem Fall so lange sein, dass auch in den mittleren Coilwindungen des Stahlflachprodukts eine vollständige Rekristallisation gewährleistet ist. Typischerweise liegt die Haltezeit bei mindestens 5 Stunden, insbesondere mindestens 7 Stunden, wobei sich maximale Haltezeiten von max. 30 Stunden, insbesondere max. 20 Stunden, als praxisgerecht herausgestellt haben.
Nach Ende des Glühvorgangs (Heizzeit und Haltezeit) wird die Heizhaube gezogen und eine Kühlhaube aufgesetzt. Die daraufhin beginnende Abkühlung auf die Zielkühltemperatur, also, die Temperatur, bei der üblicherweise die Kühlhaube gezogen, d.h. vom geglühten Coil entfernt wird, in der Fachsprache auch "Ziehtemperatur" genannt, besteht dabei aus einer
Langsamkühlungsphase und optional einer Schnellkühlungsphase mit zusätzlicher Schnellkühleinrichtung. Während der Langsamkühlungsphase wird eine Spülung mit Inertgas durchgeführt, um ein Abpacken der Charge beim Erreichen der Zielkühltemperatur (= Ziehtemperatur) zu ermöglichen. Die Abkühlrate während der Abkühlung sollte so zügig wie möglich erfolgen, im Durchschnitt jedoch nicht weniger als 0,05 K/min und vorzugsweise nicht weniger als 0,3 K/min betragen. Ziel einer raschen Abkühlung ist hier nicht die Rekristallisation, da bereits vollständig erfolgt, sondern die weitgehende Vermeidung von Karbidbildung, insbesondere beim Durchlaufen kritischer Temperaturbereiche während des Kühlens, und einer Kornvergröberung. Die Zielkühltemperatur (= Ziehtemperatur) der Abkühlung liegt unterhalb von 500 °C, vorzugsweise unter 200 °C.
Bei dieser Haubenglühung werden unter Berücksichtigung der
erfindungsgemäßen Vorgaben die für ein Haubenglühen üblichen
Arbeitsschritte absolviert. So können beispielsweise in üblicher weise mehrere Coils, die aus nach dem Kaltwalzen erhaltenen Kaltbändern gewickelt worden sind, zu einem Stapel aufeinander gestapelt und gemeinsam der
Haubenglühbehandlung unterzogen werden. Zur Haubenglühung kann, in ebenfalls an sich üblicherweise, über das jeweils zu glühende Coil oder den Stapel von zu glühenden Coils eine Schutzhaube gesetzt werden, die zur Einstellung der Gasatmosphäre während des Glühprozesses dient. Über die Schutzhaube kann, wie ebenfalls üblich, zunächst eine Heizhaube gestülpt werden, über die die Aufheizung auf die Zielglühtemperatur und das Halten bei der Zielglühtemperatur erfolgt. Für die anschließende Abkühlung kann diese Heizhaube, in ebenfalls an sich üblicher weise, gegen eine Kühlhaube getauscht werden, die dazu eingerichtet ist, über einen beispielsweise mittels Ventilatoren erzwungenen Kühlgasstrom eine gesteuerte beschleunigte
Abkühlung zu bewirken.
Die Gesamtverweilzeit des Kaltbands unter der Heiz- und Kühlhaube, in der Fachsprache auch "Sockelzeit" (d.h. Heizhaubenzeit inklusive Kühlzeit ohne Servicezeit) genannt, beträgt beim erfindungsgemäßen Verfahren bis zu 150 h, vorzugsweise bis zu 80 h. Nach der Abkühlung kann die erhaltene Charge an erfindungsgemäßem haubengeglühtem, kaltgewalztem Stahlflachprodukt abgepackt werden.
Nach der Schlussglühung weist das erhaltene Band die angestrebte
Feinkörnigkeit des Gefüges dementsprechend sicher auf.
Bei erfindungsgemäßen, haubengeglühten Stählen beträgt der Flächenanteil an Ausscheidungen mit Mikrolegierungselementen (z.B. VC, VN, VCN, NbC, NbN, NbCN, VNbC, VNbN, VNbCN, TiC, TiN oder TiCN) mehr als 1 %, bevorzugt mehr als 1 ,5 %, wohingegen aus identisch zusammengesetzten Stählen bestehende, jedoch im kontinuierlichen Durchlauf geglühte Stahlflachprodukte weniger als 1 % Flächenanteil für diese Ausscheidungen zeigen. Die hohen Flächenanteile in den erfindungsgemäßen, haubengeglühten Stählen stabilisieren das Gefüge in besonderer Weise gegen Kornvergröberung. Für die Bestimmung der Flächenanteile wurden Transmissions-Elektronen- Mikroskopie-Hellfeldaufnahmen (Vergrößerung 20.000fach) von Kohlenstoff- Trägerfilmen erstellt, binarisiert, invertiert und anschließend bildanalytisch ausgewertet. Das Präparationsverfahren für die Transmissions- Elektronenmikroskopie ist in K. Möldner, Elektronenmikroskopische
Objektträger und Trägerfilme, Kohlenstoff-Filme, S.10 - 11 , erschienen in der Carl Zeiss-Schriftenreihe, Druckvermerk 34-771 , ZS XI/74 Poo, beschrieben.
Als Variante des erfindungsgemäßen Verfahren kann der Arbeitsschritt g) als Open-Coil-Glühung mit eingewickelten Drähten zwischen den Coilwindungen eingesetzt werden. Vorteile einer Open-Coil-Glühung sind höhere Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeiten der Coilinnenwindungen und daraus resultierend kürzere Prozesszeiten mit noch gleichmäßigeren Eigenschaften über
Bandlänge.
Durch die erfindungsgemäße Wahl der Glühparameter wird die Bildung des erfindungsgemäß angestrebten feinen Gefüges gesichert, dessen
Feinkörnigkeit regelmäßig mindestens ASTM 13 und feiner entspricht. Die Erfindung nutzt hier, dass die erfindungsgemäß vorgesehenen, im Warmband noch im gelösten Zustand vorliegenden Gehalte an V, Nb und/oder Ti bei der Schlussglühung feine Ausscheidungen bilden (VCN, NbCN usw.), die ein Kornwachstum beim abschließenden Glühprozess weitgehend verhindern.
Nach dem Schlussglühen kann das erhaltene Kaltband in an sich bekannter Weise optional noch einem Dressierwalzen unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit und seine mechanischen Eigenschaften weiter zu verbessern.
Soll das Stahlflachprodukt im blanken Zustand ausgeliefert werden, kann es an Stelle einer metallischen Beschichtung zum temporären Schutz vor
Oberflächenkorrosion eingeölt werden.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
In Tabelle 1 sind die Zusammensetzungen von Stählen D, G, I, O, P, R, S mit erfindungsgemäßer Zusammensetzung und von Stählen J, K, L, M, N, Q mit nicht erfindungsgemäßer Zusammensetzung angegeben. Dabei sind jeweils so genannte Vollanalysen dargestellt. D.h., es sind auch zu solchen Elementen, die nur in technisch unwirksamen Gehalten im jeweiligen Stahl vorhanden sind, Angaben zu den Gehalten gemacht, obwohl die betreffenden Elemente aufgrund ihrer niedrigen Gehalte keinen Einfluss auf die Eigenschaften des jeweiligen Stahls haben.
Zusätzlich ist in Tabelle 1 für jeden der dort angegebenen Stähle die gemäß der oben genannten Veröffentlichung von Grässel bestimmte Stapelfehlerenergie SFE angegeben.
Für verschiedene Versuche 1 - 25 sind aus den in Tabelle 1 genannten Stählen hergestellte Brammen bei einer Haltetemperatur VWT über eine für ihre Durcherwärmung ausreichende Dauer gehalten worden und anschließend bei einer Warmwalzendtemperatur WET zu 2 mm dickem Warmband warmgewalzt worden. Die erhaltenen Warmbänder sind mit einer Haspeltemperatur HT zu Coils gewickelt und nach seiner Abkühlung auf Raumtemperatur in einer konventionellen Beizeinrichtung entzundert worden. Abschließend sind die Warmbänder mit einem Kaltwalzgrad KWG zu Kaltband kaltgewalzt worden.
Die erhaltenen Kaltbänder sind zu einem Coil gewickelt worden und in einen Haubenglühofen gesetzt worden.
Die typischen Abmessungen der bei den Industrieversuchen erzeugten
Kaltbandcoils und des zu deren Glühung eingesetzten Haubenglühofens sind in Tabelle 4 aufgeführt. Diese industriellen Coils benötigen aufgrund ihrer Größe und ihres Gewichtes besonders lange Glüh- und Haltezeiten.
In dem Haubenglühofen sind die Kaltbänder mit einer Aufheizrate HR über eine sich aus der Aufheizrate HR ergebenden Aufheizzeit auf die jeweilige
Zielglühtemperatur TG erwärmt worden, auf der sie über eine Haltezeit HZ gehalten worden sind. Anschließend sind die Kaltbänder mit einer
Abkühlgeschwindigkeit HK auf eine Ziehtemperatur (= Zielkühltemperatur) TZ abgekühlt worden.
Es versteht sich von selbst, dass neben den hier im Einzelnen erläuterten Arbeitsschritten bei der Glühbehandlung der Kaltbänder weitere
Zwischenschritte absolviert worden sind, wie sie üblicherweise bei einer Haubenglühung durchlaufen werden.
In Tabelle 2 sind für die Versuche 1 - 25 der in Tabelle 1 angegebene Stahl, aus dem das jeweils erprobte Kaltband bestand, die Haltetemperatur VWT, die Warmwalzendtemperatur WET, die Haspeltemperatur HT, der Kaitwaizgrad KWG, die durchschnittliche Aufheizrate HR, die Zielglühtemperatur TG, die Sockelzeit SZ, die Haltezeit HZ, die durchschnittliche Abkühlrate HK und die Ziehtemperatur (= Zielkühltemperatur) TZ angegeben, auf die das jeweilige Coil nach Ende der Haltezeit HZ abgekühlt worden ist.
Für die aus den Versuchen 1 - 25 erhaltenen Kaltbänder sind die Dehngrenze Rp0,2, die Zugfestigkeit Rm, die Bruchdehnung A80, das Produkt Rm x A80 und die Feinheit ihres Gefüges gemäß der hierzu geltenden ASTM-Richtreihe bestimmt worden.
Darüber hinaus ist an einem Gefügeschliff für jedes Kaltband die
Karbidflächendichte bestimmt und in Klassen eingeteilt worden. Karbidklasse "1 " sind Kaltbänder mit einer Karbidflächendichte von weniger als 250 Partikeln pro 1000 μιτι2, Karbidklasse "2" sind Kaltbänder mit einer Karbidflächendichte von mindestens 250 Partikeln pro 1000 pm2.
Des Weiteren sind aus Proben der bei den Versuchen 1 - 25 erhaltenen
Kaltbänder Näpfchen mit einem Ronden/Näpfchendurchmesser-Verhältnis ß = 2,0 (Ziehverhältnis) gezogen worden. Die Näpfchen sind einem 28-tägigen Korrosionstest unterzogen worden, bei dem sie ohne
Korroslonsschutzbeschichtung einer 5 % NaCI-Lösung ausgesetzt worden sind. Erfolgte im Testzeitraum keine Rissbildung an einem Näpfchen aus dem
Kollektiv von vier Näpfchen, so ist die jeweilige Kaltbandprobe als "in Ordnung" ("i.O.") eingestuft worden. Andernfalls ist sie mit "nicht in Ordnung" ("n.i.O") bewertet worden.
Mit weiteren Proben der aus den Versuchen 1 - 25 erhaltenen Kaltbänder sind WPS-Fügeversuche nach SEP 1220-2 durchgeführt worden, bei denen sie gegen einen konventionellen, verzinkten Tiefziehstahl („heterogene
Schweißung") mit gemäß SEP 1220-2 eingestelltem maximalen Schweißstrom Imax punktverschweißt wurden. Anschließend wurden jeweils 5 Schliffe hergestellt und im Hinblick auf Lot- und Heißrisse visuell geprüft. Lagen im gesamten Schliff kollektiv Risse mit Längen von maximal 20 pm vor, sind die Schliffe als„i.O" eingestuft. Andernfalls wurden sie mit "n.i.O." bewertet. Es bestätigte sich, dass sich die erfindungsgemäß erzeugten Kaltbänder aufgrund der durch die Zugabe von V und/oder Nb und/oder Ti erzielten sehr feinen Mikrostruktur durch einen besonders guten Widerstand gegen
Lotrissigkeit beim Schweißen auszeichnen.
In Tabelle 3 sind die Ergebnisse der Auswertung der Eigenschaften der bei den Versuchen 1 - 25 erzeugten Kaltbänder zusammengefasst.
alle Gehaltsangaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
Tabelle 1
Tabelle 2
Tabelle 3
Tabelle 4

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Kaltgewalztes, haubengeglühtes Stahlflachprodukt mit einer Dehngrenze Rp0,2 von mehr als 350 MPa, einer Bruchdehnung A80 von mindestens 35 % und einer Zugfestigkeit Rm von mindestens 800 MPa, wobei das Stahlflachprodukt aus (in Gew.-%)
C: 0,1 -0,8%,
Mn: 10-25%,
AI: 0,3 - 2 %,
einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "V, Nb, Ti" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an den Elementen "V, Nb, Ti" 0,01 - 0,5 % beträgt,
Si: bis zu 0,5 %,
Cr: weniger als 1 ,5 %,
S: weniger als 0,03 %
P: weniger als 0,08 %
N: weniger als 0, 1 %,
Mo: weniger als 2 %,
Co: bis zu 0,5 %,
B: weniger als 0,01 %
Ni: weniger als 8 %,
Cu: weniger als 5 %,
Ca: bis zu 0,0 5 %,
Mg: bis zu 0,0015 %,
Sb: bis zu 0,2 % Sn: bis 0,2 %
ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Zr, Ta, W" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an Zr, Ta und W höchstens 2 % beträgt,
Seltenerdmetalle: bis zu 0,2 %,
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
zusammengesetzt ist,
und
- eine Stapelfehlerenergie von 7-15 mJ/m2
sowie
- ein Gefüge besitzt, das durch eine nach ASTM bestimmte Korngröße von mindestens ASTM 13 gekennzeichnet ist und eine
Karbid-Flächendichte von höchstens 250 Karbidpartikeln pro 1.000 pm2 aufweist.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe seiner Gehalte an dem einen Element oder den mehreren Elementen aus der Gruppe "V, Nb, Ti" 0,03 - 0,3 Gew.-% beträgt.
3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein V-Gehalt, sein Nb-Gehalt und sein Ti-Gehalt jeweils höchstens 0,15 Gew.-% betragen.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für das aus seiner Zugfestigkeit Rm und seiner Bruchdehnung A80 gebildete Produkt gilt
Rm x A80 > 32.000 [MPa%].
5. Verfahren zum Herstellen eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4 beschaffenen Stahlflachprodukts, umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Bereitstellen eines Vorprodukts, das aus einem Stahl besteht, der aus (in Gew.-%) C: 0,1 - 0,8 %, Mn: 10 - 25 %, AI: 0,3 - 2 %, einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "V, Nb, Ti" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an den Elementen "V, Nb, Ti" 0,01 - 0,5 % beträgt, Si: bis zu 0,5 %, Cr: weniger als 1 ,5 %, S: weniger als 0,03 %, P: weniger als 0,08 %, N: weniger als 0, 1 %, Mo: weniger als 2 %, Co: bis zu 0,5 %, B: weniger als 0,01 %, Ni: weniger als 8 %, Cu: weniger als 5 %, Ca: bis zu 0,015 %, Mg: bis zu 0,0015 %, Sb: bis zu 0,2 %, Sn: bis 0,2 %, einem Element oder mehreren Elemente aus der Gruppe "Zr, Ta, W" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an Zr, Ta und W höchstens 2 % beträgt, Seltenerdmetalle: bis zu 0,2 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen zusammengesetzt ist; b) Durcherwärmen oder Halten des Vorprodukts bei einer Haltetemperatur von 1100 - 1300 °C; c) Warmwalzen des durcherwärmten Vorprodukts zu einem
warmgewalzten Band mit einer Warmwalzendtemperatur von
mindestens 800 °C; d) Wickeln des erhaltenen Warmbands zu einem Coil bei einer
Haspeltemperatur von höchstens 750 °C; e) Entzundern des Warmbands; f) Kaltwalzen des Warmbands zu einem Kaltband; g) Schlussglühen des Kaltbands, wobei die Schlussglühung als
Haubenglühung durchgeführt wird, bei der das Kaltband mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 0,1 K/min auf eine Zielglühtemperatur von 600 - 1200 °C erwärmt wird, bei der das Kaltband im Temperaturbereich oberhalb 600 °C unter einer mindestens 50 % Wasserstoff enthaltenden Schutzgasatmosphäre mit einem Taupunkt von weniger -50 °C geglüht wird, bei der das Kaltband über eine Haltezeit von 0,5 - 60 h bei der Zielglühtemperatur gehalten wird und bei der das Kaltband nach Ablauf der Haltezeit mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 0,05 K/min unter der Kühlhaube auf eine Zielkühltemperatur von weniger als 500 °C abgekühlt wird, wobei die Gesamtverweilzeit unter der Heiz- und Kühlhaube höchstens 150 h beträgt.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Haltetemperatur mindestens 1150 °C beträgt.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 oder 6, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Stichabnahme während des
Warmwalzens mindestens 10 % pro Stich beträgt.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 7, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur 300 - 600 °C beträgt.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass der über das Kaltwalzen erzielte
Kaltwalzgrad 30 - 80 % beträgt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 9, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Zielglühtemperatur höchstens 750 °C beträgt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 10, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Zielglühtemperatur mindestens 650 °C beträgt. 2. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 11, dadurch
gekennzeichnet, dass die Haltezeit höchstens 20 h beträgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 12, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Gesamtverweilzeit höchstens 80 h beträgt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 13, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass der Taupunkt der Atmosphäre der Schlussglühung im Zuge der Schlussglühung auf weniger als -70 °C absinkt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 14, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Zielkühltemperatur weniger als 200 X beträgt.
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