EP3655560A1 - Stahlflachprodukt mit guter alterungsbeständigkeit und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Stahlflachprodukt mit guter alterungsbeständigkeit und verfahren zu seiner herstellung

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EP3655560A1
EP3655560A1 EP18736938.4A EP18736938A EP3655560A1 EP 3655560 A1 EP3655560 A1 EP 3655560A1 EP 18736938 A EP18736938 A EP 18736938A EP 3655560 A1 EP3655560 A1 EP 3655560A1
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EP
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flat steel
steel product
temperature
flat
product
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Bernd Linke
Maria KÖYER
Manuela Ruthenberg
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching

Definitions

  • the invention relates to a suitable for a press-hardened coated flat steel product, which has a particularly good aging resistance, and a process for its preparation.
  • flat steel products refers to steel strips, steel sheets or blanks obtained therefrom and the like.
  • Under sinkers are usually understood metal sheets that can have more complex contours than the steel strips or steel sheets from which they emerge.
  • a flat steel product which is formed into a steel component, undergoes various manufacturing steps. Among other things, it is cold formed. This can be done for example by straightening, cutting or forming. A good cold forming behavior is shown, inter alia, in a good dimensional stability, quality of the cut edges and more even surface of the cold-formed parts. Good cold working behavior is favored by steels with a low yield strength and a high uniform elongation. Steels whose yield strength ideally runs continuously or only weakly are found to be particularly favorable in processing. Continuous yield strengths are often referred to as yield strengths.
  • the aging of steel is caused by free carbon in the ferrite.
  • the solubility of carbon in ferrite is significantly greater than at room temperature, so that sets a certain free carbon content.
  • Temperatures above 300 ° C are usually achieved in coating processes such as in hot dip coating. Carbon can thus diffuse in the steel in the temperature and time curves typical for coating processes.
  • the proportion of free carbon at room temperature is then significantly higher than the equilibrium content, since the approach to the thermodynamic equilibrium requires a longer period of time than is available during the cooling to room temperature following the coating.
  • the ferrite is then very supersaturated with carbon. When However, even at room temperature, carbon can still diffuse very slowly interstitially, and deposits on defects, including but not limited to dislocations.
  • This phenomenon is also referred to as aging and the interstitially dissolved atoms deposited at the defects as Cottrell clouds.
  • the dislocations are blocked by the carbon, resulting in a pronounced yield strength, which is very undesirable for cold forming.
  • straightening the flat steel product is made more difficult by the discontinuous deformation behavior.
  • the increased resistance to deformation leads to increased tool wear in board trimming and a possible subsequent deep-drawing cold forming leads to an uneven, uneven surface.
  • aging of the steel by free carbon should be prevented or at least mitigated where possible.
  • a steel flat product which is formed from a steel, the 0.2-0.5 wt .-% C, 0.5-3.0 wt .-% Mn, 0.002-0.004 wt .-% B and optionally one or more elements of the group "Si, Cr, Al, Ti" in the following contents: 0, 1-0.3 wt.% Si, 0, 1-0.5 wt.% Cr, 0, 02-0.05 wt.% Al, 0.025-0.04 wt.% Ti.
  • the flat steel product is coated with a corrosion protection coating formed from an aluminum-zinc alloy.
  • the coated flat steel product is intended for the production of a component by means of press hardening.
  • Correspondingly manufactured flat steel products are only slightly resistant to aging and have a very pronounced yield strength after coating and aging.
  • the object of the invention is to make available a press-hardened, coated flat steel product with a good aging resistance and a process for its production.
  • this object is achieved by a flat steel product having the features specified in claim 1.
  • Advantageous and preferred embodiments of the flat steel product according to the invention are specified in the claims dependent on claim 1.
  • the object is achieved by a method having the features mentioned in claim 10.
  • Advantageous and preferred embodiments of the method according to the invention are specified in the claims back to claim 10.
  • the steel of a flat steel product according to the invention consists, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight), of 0, 10-0.4% C, 0.05-0.5% Si, 0.5-3.0% Mn, 0 , 01-0.2% Al, 0.005-1.0% Cr, 0.001-0.2% V, ⁇ 0, 1% P, ⁇ 0.05% S, ⁇ 0.02% N and optionally one or more of the elements "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following contents: B: 0.0005-0.01%, Ti: 0.001-0.1%, Nb: 0.001-0.1%, Ni: 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01 - 0.8%, Mo: 0.002 - 1.0%, W: 0.001 - 1.0%.
  • the carbon content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited to 0, 10 and 0.4 wt .-%.
  • a carbon content of at least 0.10% by weight is required to ensure the hardenability of the flat steel product and the tensile strength of the press-cured product at least 1000 MPa. If a higher strength level is desired, it is preferred to set C contents of at least 0.15% by weight.
  • the hardenability can also be improved so that the flat steel product has a very good combination of hardenability and strength.
  • Carbon contents greater than 0.4% by weight have an adverse effect on the mechanical properties of the flat steel product, since C contents of greater than 0.4% by weight during press-hardening promote the formation of brittle martensite.
  • high C contents can adversely affect the weldability.
  • the carbon content may preferably be set to at most 0.3 wt%.
  • the weldability can be significantly improved again and additionally a good ratio of power and maximum bending angle in the bending test according to VDA238-100 be achieved in the press-hardened state.
  • Silicon is used to further increase the hardenability of the flat steel product as well as the strength of the press-hardened product via solid solution strengthening. Silicon also allows the use of ferro-silizio-manganese as an alloying agent, which has a favorable effect on the production costs. From a Si content of 0.05 wt .-% already sets a hardening effect. From a Si content of at least 0.15% by weight, in particular at least 0.20% by weight, a significant increase in strength occurs. Si contents above 0.5% by weight have an adverse effect on the coating behavior, in particular in the case of Al-based coatings. Si contents of at most 0.4% by weight, especially at most 0.30% by weight are preferably adjusted to improve the surface quality of the coated flat steel product.
  • Manganese acts as a hardening element, greatly delaying ferrite and bainite formation. At manganese contents less than 0.5% by weight, ferrite and bainite are formed during press hardening even at very fast cooling rates, which should be avoided. Mn contents of at least 0.9% by weight, in particular at least 1.10% by weight, are preferred if a martensitic structure is to be ensured, in particular in areas of greater transformation. Manganese contents of more than 3.0% by weight have an adverse effect on the processing properties, which is why the Mn content of flat steel products according to the invention is limited to not more than 3.0% by weight.
  • the Mn content is preferably limited to at most 1.6 wt%, and more preferably, to 1.30 wt%.
  • manganese contents less than or equal to 1.6% by weight are also preferred for economic reasons.
  • Aluminum is used as a deoxidizer for binding oxygen.
  • aluminum inhibits cementite formation.
  • For the secure setting of oxygen at least 0.01% by weight, in particular at least 0.02% by weight, of aluminum in the steel is required.
  • the Al content is limited to 0.2 wt%. From a content of 0.2% by weight, Al hinders conversion into austenite before press-hardening too much, so that austenitization can not be performed more efficiently in time and energy.
  • an Al content of at most 0.1% by weight, in particular at most 0.05% by weight, is preferably set in order to obtain the Austenitizing steel completely.
  • Chromium is added to the steel of a flat steel product of the present invention at levels of 0.005-1.0 weight percent. Chromium influences the hardenability of the flat steel product by slows down the diffusive transformation during press hardening. Chromium acts in the flat steel products according to the invention at a content of 0.005 wt .-% favorable to the hardenability, wherein a Cr content of at least 0, 1 wt .-%, in particular at least 0, 18 wt .-% for a safe process, especially to prevent bainite formation is preferred. If the steel contains more than 1.0% by weight of chromium, the coating behavior deteriorates. In order to obtain a good surface quality, the Cr content may preferably be limited to at most 0.4% by weight, in particular to at most 0.28% by weight.
  • Chromium is a carbide former and, as such, lowers the level of dissolved carbon present in the steel flat product. This is especially true in a slow cooling of the flat steel product with cooling rates of at most 25 K / s or at most 20 K / s, such as during cooling of the coated steel flat product to room temperature in the temperature range between 600 ° C and 450 ° C or in the temperature range between 400 ° C and 220 ° C takes place.
  • the carbon atoms bonded by chromium do not diffuse to dislocations and do not block them, so that the formation of a pronounced yield point is reduced or completely suppressed.
  • the Cr content is chosen so that when performing a coating process prior to coating, only a small amount of carbon is bound by chromium and the formation of chromium carbides takes place above all during the cooling occurring after coating.
  • the chromium carbides are preferred nucleation sites for other precipitates such as vanadium carbides and vice versa. This leads to a faster setting of the still free carbon, so that the formation of a pronounced yield strength is further reduced or completely suppressed.
  • Vanadium (V) is of particular importance in the steel of a flat steel product according to the invention. Vanadium is a very carbon-affine element. When vanadium is free, that is in an unbound or dissolved state, it can supersaturate dissolved carbon in the form of carbides or clusters, or at least reduce its rate of diffusion. It is crucial that V is present in a dissolved state. Surprisingly, in particular very low V contents have proved to be particularly favorable for aging resistance. At higher V contents, larger vanadium carbides can form even at higher temperatures, which then no longer dissolve at temperatures of 650-900 ° C., which are typical for continuous annealing of hot-dip coating systems.
  • vanadium Even the smallest amounts of vanadium from 0.001% by weight may already hinder free carbon during the addition to dislocations. From a V content of 0.2 wt .-% occurs no improvement in aging resistance by vanadium.
  • the aging-inhibiting effect of vanadium is particularly pronounced at levels up to 0.009 wt .-%, with a maximum effect from a preferred content of 0.002 wt .-% sets.
  • the vanadium content in a preferred embodiment can be limited to at most 0.004% by weight, in particular to at most 0.003% by weight. At contents greater than 0.009 wt .-% vanadium carbides are increasingly formed.
  • Vanadium carbides can not be dissolved at temperatures of 700 to 900 ° C., which are typical for annealing temperatures in a hot-dip coating plant, for example, from a vanadium content in the steel of 0.009% by weight. With increasing vanadium content, more free vanadium is not inevitably available, since the precipitation kinetics of vanadium carbides is accelerated more and more, so that although the vanadium carbides are larger and more stable, but the proportion of dissolved vanadium does not increase further. This effect occurs in particular at contents of more than 0.030 wt .-%, which is why the content is preferably set to values of at most 0.030% by weight.
  • vanadium also contributes to increasing the strength by precipitation strengthening in addition to the reduction of aging effects
  • higher contents of up to 0.2 wt .-% can preferably be adjusted to increase the strength.
  • the vanadium content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited on the one hand for cost reasons to at most 0.2 wt .-%. On the other hand, higher contents do not significantly improve the mechanical properties.
  • Phosphorus (P) and sulfur (S) are elements that are introduced into the steel as iron ore impurities that can not be completely eliminated in the large scale steelmaking process.
  • the P-content and the S-content should be kept as low as possible, because the mechanical properties such as the impact energy deteriorate with increasing P content or S content. From P contents of 0.1% by weight, there is also an increasing embrittlement of the martensite, which is why the P content of a flat steel product according to the invention is limited to at most 0.1% by weight, in particular at most 0.02% by weight is.
  • the S content of a flat steel product according to the invention is limited to at most 0.05% by weight, in particular at most 0.003% by weight.
  • Nitrogen (N) is present in small quantities in the steel due to the steelmaking process.
  • the N content should be kept as low as possible and should not exceed 0.02% by weight.
  • nitrogen is detrimental because it prevents the conversion-retarding effect of boron by the formation of boron nitrides, and therefore the nitrogen content in this case is preferably at most 0.01 wt%, especially at most 0.007 wt%. should be.
  • Boron, titanium, niobium, nickel, copper, molybdenum and tungsten may optionally be added to the steel of a flat steel product according to the invention individually or in combination with each other.
  • Boron may optionally be added to improve the hardenability of the flat steel product by reducing boron atoms or boron precipitates deposited on the austenite grain boundaries to reduce the grain boundary energy, thereby suppressing the nucleation of ferrite during press hardening.
  • a significant effect on the hardenability occurs at levels of at least 0.0005 wt .-%, in particular at least 0.0020 wt .-% on.
  • levels above 0.01 wt .-% however, increasingly boron carbides, boron nitrides or Bornitro- carbides, which in turn represent preferred nucleation sites for the nucleation of ferrite and lower the curing effect again.
  • the boron content is limited to at most 0.01% by weight, especially at most 0.0035% by weight.
  • the Ti content in this case should preferably be at least 3.42 times the content of nitrogen.
  • Titanium (Ti) is a micro-alloying element which can optionally be added to contribute to grain refining.
  • titanium forms coarse titanium nitrides with nitrogen, which is why the Ti content should be kept comparatively low.
  • Titanium breaks down nitrogen and allows boron to develop its strong ferrite-inhibiting action.
  • For a sufficient setting of nitrogen at least 3.42 times the nitrogen content is needed, wherein at least 0.001 wt .-% Ti, preferably at least 0.023 wt .-% Ti, should be added for sufficient availability. From 0, 1 wt .-% Ti, the cold rollability and recrystallization deteriorated significantly, which is why larger Ti contents should be avoided.
  • the Ti content may preferably be limited to 0.038 wt%.
  • Niobium (Nb) may optionally be added to contribute to grain refining from a level of 0.001% by weight. However, niobium degrades the recrystallization of the steel. At an Nb content of more than 0.1 wt%, the steel can no longer be recrystallized in conventional continuous furnaces before the fire coating.
  • the content of Nb may preferably be limited to 0.003 wt%.
  • Copper (Cu) may optionally be alloyed in order to increase hardenability with additions of at least 0.01% by weight.
  • copper improves resistance to atmospheric corrosion of uncoated sheets or cut edges. From a content of 0.8 wt .-%, the hot rollability deteriorates significantly due to low-melting Cu phases on the surface, which is why the Cu content is limited to at most 0.8 wt .-%, preferably at most 0, 10 wt .-% is.
  • Nickel (Ni) stabilizes the austenitic phase and can optionally be alloyed to reduce the Ac3 temperature and suppress the formation of ferrite and bainite. Nickel also has a positive effect on hot rollability, especially if the steel contains copper. Copper worsens hot rollability. In order to counteract the negative influence of copper on the hot rollability, 0.01 wt .-% nickel can be added to the steel. For economic reasons, the nickel content should be limited to at most 0.4% by weight, in particular at most 0-10% by weight.
  • Molybdenum can optionally be added to improve process stability as it significantly slows ferrite formation. From a content of 0.002% by weight, molybdenum-carbon clusters form dynamically up to ultrafine molybdenum carbides on the grain boundaries, which significantly slow down the mobility of the grain boundary and thus diffusive phase transformations. In addition, molybdenum reduces grain boundary energy, which reduces the nucleation rate of ferrite. Due to the high cost associated with an alloy of molybdenum, the content should be at most 1.0 wt%, preferably at most 0.1 wt%.
  • Tungsten (W) may optionally be added to levels of 0.001-1.0 wt% to retard ferrite formation. A positive effect on the hardenability already results at W contents of at least 0.001 wt .-%. For cost reasons, a maximum of 1.0% by weight of tungsten is added.
  • a flat steel product according to the invention after coating has a high uniform elongation Ag of at least 11.5%.
  • the yield strength of a flat steel product according to the invention has a continuous course or only a small extent.
  • continuous course means that there is no pronounced yield strength.
  • a yield strength with a continuous course can also be called the yield strength Rp0,2.
  • a yield strength with a low degree of expression is understood as meaning a pronounced yield strength at which the difference ARe between the upper yield strength value ReH and the lower yield strength value ReL is at most 45 MPa. The following applies:
  • a particularly good aging resistance can be achieved in flat steel products for which the difference ARe is at most 25 MPa.
  • the process according to the invention for producing a coated steel flat product suitable for press-hardening, which has particularly good aging resistance comprises the following working steps: a) providing a slab or thin slab consisting of (in% by weight) 0, 10 - 0.4% C, 0.05-0.5% Si, 0.5-3.0% Mn, 0.01-0.2% Al, 0.005-1.0% Cr, 0.001-0.2% V, ⁇ 0 , 1% P, ⁇ 0.05% S, ⁇ 0.02% N and optionally one or more of the elements "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following contents B: 0.0005-0 , 01%, Ti: 0.001-0.0%, Nb: 0.001-0.0%, Ni: 0.01-0.4%, Cu: 0.01-0.8 ° / o, Mo: 0.002-1.0 ° / o, W: 0.001-1.0% and balance iron and unavoidable impurities; b) heating the slab or thin slab at a temperature (TI) of 1100 - 1400
  • a semifinished product composed in accordance with the invention for the alloy steel flat product is made available.
  • This can be a slab produced in conventional continuous slab casting or in thin slab continuous casting.
  • the semi-finished product is through-heated at a temperature (Tl) of 1100-1400 ° C. If the semifinished product has cooled down after casting, the semi-finished product is first reheated to 1100 - 1400 ° C for heating.
  • the heating temperature should be at least 1100 ° C to ensure good ductility for the subsequent rolling process.
  • the heating temperature should not exceed 1400 ° C in order to avoid portions of molten phases in the semifinished product.
  • the semi-finished product is pre-rolled to an intermediate product.
  • Thin slabs are usually not subjected to rough rolling.
  • Thick slabs, which are to be rolled out to hot strips, can be subjected to a pre-rolling if necessary.
  • the temperature of the intermediate (T2) at the end of roughing should be at least 1000 ° C in order for the intermediate to contain enough heat for the subsequent finish-rolling step.
  • high rolling temperatures can also promote grain growth during the rolling process, which adversely affects the mechanical properties of the flat steel product.
  • the temperature of the intermediate product at the end of the rough rolling should not exceed 1200 ° C.
  • the slab or thin slab or, if operation c) has been carried out, the intermediate product is rolled into a hot rolled flat steel product. If step c) was carried out, the intermediate product is finish rolled immediately after roughing. Typically, finish rolling begins no later than 90 seconds after the end of rough rolling.
  • the slab, the thin slab or, if operation c) was carried out, the intermediate product are rolled out at a final rolling temperature (T3).
  • the final rolling temperature that is the temperature of the finished hot-rolled steel flat product at the end of the hot rolling process, is 750-1000 ° C. At final rolling temperatures of less than 750 ° C, the amount of free vanadium decreases as larger amounts of vanadium carbides are precipitated.
  • the vanadium carbides precipitated during finish rolling are very large. They typically have a mean grain size of 30 nm or more and are no longer dissolved in subsequent annealing processes, such as performed prior to hot dip coating.
  • the final rolling temperature is limited to values of at most 1000 ° C to prevent coarsening of the austenite grains.
  • final rolling temperatures of at most 1000 ° C. are technically relevant for setting reel temperatures (T4) of less than 700 ° C.
  • the hot rolling of the flat steel product can be carried out as a continuous hot strip rolling or as a reversing rolling.
  • Operation e) provides for the case of continuous hot strip rolling an optional coiling of the hot rolled flat steel product.
  • the hot strip is after hot rolling cooled within less than 50 s to a reel temperature (T4).
  • T4 a reel temperature
  • the reel temperature (T4) should be at most 700 ° C to avoid the formation of large vanadium carbides.
  • the reel temperature is not limited in principle down. However, reel temperatures of at least 500 ° C have proven to be favorable for the cold rollability.
  • the coiled hot strip is cooled in a conventional manner in air to room temperature.
  • the hot rolled flat steel product is descaled in a conventional manner by pickling or other suitable treatment.
  • the hot-rolled flat steel product cleaned of scale can optionally be subjected to cold rolling prior to the annealing treatment in step g) in order, for example, to meet higher requirements for the thickness tolerances of the flat steel product.
  • the degree of cold rolling (KWG) should amount to at least 30% in order to introduce sufficient deformation energy into the flat steel product for rapid recrystallization.
  • the cold rolling degree KWG is understood here to mean the quotient of the reduction in thickness in the case of cold rolling AdKW due to the hot strip thickness d:
  • the flat steel product before cold rolling is usually a hot strip of hot strip thickness d.
  • the flat steel product after cold rolling is commonly referred to as cold strip.
  • the degree of cold rolling can in principle be very high values of more than 90%. to take. However, cold rolling degrees of at most 80% have proven to be favorable for avoiding tape breaks.
  • step h) the flat steel product is subjected to an annealing treatment at annealing temperatures (T5) of 650 - 900 ° C.
  • T5 annealing temperatures
  • the flat steel product is first heated to the annealing temperature within 10 to 120 s and then held at the annealing temperature for 30 to 600 s.
  • the annealing temperature is at least 650 ° C, preferably at least 720 ° C to keep vanadium in solution.
  • vanadium carbide precipitates at V contents of 0.002% by weight and temperatures above 650 ° C. or vanadium carbides already formed no longer dissolve.
  • very fine vanadium carbides are thermodynamically unstable due to their high surface energy.
  • This effect is used in the present invention to bring at temperatures of 650-900 ° C vanadium in solution or to keep already dissolved vanadium in solution, which has a positive effect on the aging resistance of the flat steel product.
  • annealing temperatures above 900 ° C no improvement in the aging resistance is achieved, which is why the annealing temperature is also limited to 900 ° C for economic reasons.
  • step i) the steel flat product after annealing is cooled to a pre-cooling temperature (T6) to prepare it for subsequent coating treatment.
  • the pre-cooling temperature is lower than the annealing temperature and is adjusted to the temperature of the coating bath.
  • the pre-cooling temperature is 600-800 ° C, preferably at least 640 ° C, more preferably at most 700 ° C.
  • the duration of the cooling of the annealed flat steel product from the annealing temperature T5 to the pre-cooling temperature T6 is preferably 10-180 s.
  • the flat steel product is subjected to a coating treatment in step j).
  • the coating treatment is preferably carried out by means of continuous hot-dip coating.
  • the coating can only be applied on one side, on both sides or on all sides of the flat steel product.
  • the coating treatment is preferably carried out as a hot dip coating process, in particular as a continuous process.
  • the flat steel product usually comes in contact with the melt bath on all sides, so that it is coated on all sides.
  • the melt bath which contains the alloy to be applied to the flat steel product in liquid form, has typically a temperature (T7) of 640 - 720 ° C. Alloys based on aluminum have proven to be particularly suitable for coating age-resistant flat steel products with a corrosion protection coating.
  • the melt bath which contains the applied to the flat steel product corrosion protection coating in liquid form, typically contains in addition to aluminum 3-15 wt .-% silicon, preferably 9-12 wt .-% silicon, up to 5 wt .-% iron and up to 0 , 5 wt .-% unavoidable impurities, wherein the sum of the present components is 100 wt .-%.
  • Unavoidable impurities may be unavoidable proportions of chromium, manganese, calcium or tin, for example.
  • the coated flat steel product is cooled to room temperature in step k).
  • the cooling rate is adjusted such that the largest possible proportion of supersaturated dissolved carbon can be bound by vanadium. Therefore, the mean cooling rate (CRI) in a temperature range which is optimal for the precipitation kinetics of vanadium, and which lies between 600 ° C and 450 ° C in flat steel products with inventive composition, at most 25 K / s, preferably at most 18 K / s , more preferably at most 12 K / s.
  • the average cooling rate (CR2) should therefore be between 400 ° C and 220 ° C at most 20 K / s, preferably 14 K / s, more preferably at most 9.5 K / s.
  • the free carbon of the flat steel product still has a sufficient diffusion rate for recombination with vanadium, which promotes the setting free carbon.
  • the driving force for the growth of vanadium carbides is particularly high in this temperature range, which also free carbon is bound. This applies in particular to V contents of 0.002-0.009% by weight.
  • the driving force for the formation of iron carbides which germinate preferably on existing carbides of the micro-alloying elements such as vanadium, niobium or titanium, particularly high.
  • the formation of iron carbides also binds free carbon, which has a favorable effect on the aging behavior.
  • the cooling rate has no significant impact on the aging resistance. For process-technical reasons, an average cooling rate of at most 25 K / s and between 220 ° C.
  • an average cooling rate of at most 20 K / s is preferably set between the annealing temperature and 600 ° C. and between 450 ° C. and 400 ° C.
  • the average cooling rate is preferably at least 0.1 K / s in the individual temperature ranges.
  • the average cooling rate is understood to mean the average cooling rate, which results purely mathematically from the quotient of the temperature difference of the cooling temperature range considered by the time required for cooling in this temperature range.
  • TX is the temperature at the beginning of the cooling in K
  • TY the temperature at the end of the cooling in K
  • At the duration of the cooling of TX on TY in s are.
  • the cooling can be carried out arbitrarily slowly, since the proportion of free carbon decreases continuously, which improves the tendency to age. Due to technical conditions and for economic reasons, the cooling rate of the entire cooling process, that is the cooling of the coated steel flat product after leaving the coating bath until it reaches room temperature, can be limited to values of typically at least 0.1 K / s.
  • a corrosion protection coating resting on the steel substrate after cooling typically contains 3-15% by weight of silicon, preferably 9-12% by weight of silicon, particularly preferably 9-10% by weight of silicon, up to 5% by weight of iron. up to 0.5% by weight of unavoidable impurities and balance aluminum. Unavoidable impurities may be unavoidable proportions of chromium, manganese, calcium or tin, for example.
  • the coating composition can be determined, for example, by means of glow discharge spectroscopy (GDOES).
  • the coated flat steel product may optionally be subjected to a skin pass-through of up to 2% to improve the surface roughness of the flat steel product.
  • a flat steel product produced according to the invention is suitable for press-hardening and has a corrosion protection coating, a high uniform elongation Ag of at least 11.5% and a continuous yield strength or a pronounced yield strength at which the difference between the upper and lower yield strength is at most 45 MPa ,
  • the continuous yield strength or the lower yield strength is at least 380 M Pa, preferably at least 400 MPa, in particular more than 400 MPa, and particularly preferably at least 410 MPa and very particularly preferably at least 420 MPa.
  • the flat steel product has a tensile strength of at least 540 MPa, more preferably at least 550 MPa, and most preferably at least 560 MPa.
  • slabs were produced with the compositions shown in Table 1 with a thickness of 200-280 mm and width of 1000-1200 mm, heated in a blast furnace to a respective temperature Tl and kept at Tl between 30 and 450 min until the temperature Tl was reached in the core of the slabs and the slabs were thus warmed through.
  • the production parameters are given in Table 2.
  • the slabs were discharged from the blast furnace with their respective heating temperature Tl and subjected to hot rolling.
  • the experiments were carried out as continuous hot strip rolling.
  • the slabs were first pre-rolled to an intermediate of thickness 40 mm, wherein the intermediate products, which can also be referred to as pre-bands in the hot strip rolling, each had an intermediate temperature T2 at the end of the rough rolling.
  • the pre-belts were fed to the finish rolling immediately after the pre-rolling, so that the intermediate product temperature T2 corresponds to the initial rolling temperature for the finish rolling phase.
  • the pre-ribbons were rolled into hot strips having a final thickness of 3-7 mm and the respective final rolling temperatures T3 given in Table 2, cooled to the respective coiler temperature and wound up into coils at the respective reeling temperatures T4 and then cooled in still air.
  • the hot strips were descaled in a conventional manner by means of pickling before they were subjected to cold rolling with the cold rolling degrees shown in Table 2.
  • the cold-rolled steel flat products were heated to a respective annealing temperature T5 in a continuous annealing furnace and kept at annealing temperature for 100 s each, before being cooled to their respective pre-cooling temperature T6 at a cooling rate of 1 K / s.
  • the cold strips were passed through their respective precooling temperature T6 through a molten coating bath of temperature T7.
  • the composition of the coating bath was as follows: 9% by weight of Si, 2.9% by weight of Fe, 87.8% by weight of aluminum and the remainder unavoidable impurities.
  • the coated tapes were blown off in a conventional manner, whereby a circulation of the coating of 150 g / m 2 was produced.
  • the strips were first cooled to 600 ° C at an average cooling rate of 10-15 K / s.
  • the bands were each cooled with the cooling rates CR1 and CR2 shown in Table 2.
  • the strips were cooled at a cooling rate of 5 - 15 K / s each.
  • the yield strength type which is denoted by Re for a pronounced yield strength and Rp for a continuous yield strength
  • the value for the yield strength Rp0.2 with a pronounced yield strength Values for the lower yield strength ReL, the upper yield strength ReH and the difference between the upper and lower yield strength ARe, the tensile strength Rm, the uniform elongation Ag and the elongation at break A80.
  • All samples have a continuous yield strength Rp or only a slight yield strength with a difference ARe between upper and lower yield strength of at most 41 MPa and a uniform elongation Ag of at least 11.5%.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein für ein Presshärten geeignetes beschichtetes Stahlflachprodukt, welches eine besonders gute Alterungsbeständigkeit aufweist, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung. Der Stahl des Stahlflachprodukts besteht neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus 0,10 - 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % Al, 0,005 - 1,0 % Cr, 0,001 - 0,2 % V, ≤ 0,1 % P, ≤ 0,05 % S, ≤ 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 -0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 %. Das Stahlflachprodukt weist eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf oder eine Streckgrenze mit einer Differenz zwischen oberem Streckgrenzenwert und unterem Streckgrenzenwert von höchstens 45 MPa und eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % auf.

Description

Stahlflachprodukt mit guter Alterungsbeständigkeit und Verfahren zu seiner
Herstellung
Die Erfindung betrifft ein für ein Presshärten geeignetes beschichtetes Stahlflachprodukt, welches eine besonders gute Alterungsbeständigkeit aufweist, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung .
Wenn vorliegend von "Stahlflachprodukten" die Rede ist, so sind damit Stahlbänder, Stahlbleche oder daraus gewonnene Platinen und desgleichen gemeint. Unter Platinen werden in der Regel Blechtafeln verstanden, die komplexere Umrisse als die Stahlbänder oder Stahlbleche, aus denen sie hervorgehen, aufweisen können.
Im Karosseriebau werden Stähle eingesetzt, an die hohe Anforderungen hinsichtlich ihrer mechanischen Eigenschaften aber auch hinsichtlich ihres Verarbeitungsverhaltens gestellt werden. Ein Stahlflachprodukt, welches zu einem Stahlbauteil umgeformt wird, durchläuft verschiedene Fertigungsschritte. Unter anderem wird es kaltverformt. Dies kann zum Beispiel durch Richten, Schneiden oder Umformen geschehen . Ein gutes Kaltumformverhalten zeigt sich unter anderem in einer guten Maßhaltigkeit, Qualität der Schnittkanten und ebenmäßigere Oberfläche der kaltverformten Teile. Ein gutes Kaltumformverhalten wird durch Stähle mit einer niedrigen Streckgrenze und einer hohen Gleichmaßdehnung begünstigt. Als besonders günstig in der Verarbeitung erweisen sich dabei Stähle, deren Streckgrenze idealerweise kontinuierlich verläuft oder nur schwach ausgeprägt ist. Kontinuierlich verlaufende Streckgrenzen werden oftmals auch als Dehngrenzen bezeichnet.
Die Alterung von Stahl wird durch freien Kohlenstoff im Ferrit hervorgerufen . Bei Temperaturen von über 300°C ist die Löslichkeit von Kohlenstoff in Ferrit deutlich größer als bei Raumtemperatur, sodass sich ein gewisser freier Kohlenstoffgehalt einstellt. Temperaturen von über 300 °C werden in der Regel bei Beschichtungsprozessen wie zum Beispiel beim Schmelztauchbeschichten erreicht. Bei den für Beschichtungsprozesse typischen Temperatur- und Zeitverläufen kann somit Kohlenstoff im Stahl diffundieren . Der Anteil freien Kohlenstoffs bei Raumtemperatur ist dann deutlich größer als der Gleichgewichtsgehalt, da die Annäherung an das thermodynamische Gleichgewicht eine längere Zeitspanne benötigt, als während der auf die Beschichtung folgenden Abkühlung auf Raumtemperatur zur Verfügung stehen . Bei Raumtemperatur ist der Ferrit dann sehr stark mit Kohlenstoff übersättigt. Als interstitielles Legierungselement kann Kohlenstoff allerdings auch bei Raumtemperatur noch sehr langsam diffundieren und lagert sich an Fehlstellen, wie unter anderem auch an Versetzungen an . Dieses Phänomen wird auch als Alterung und die an den Fehlstellen angelagerten interstitiell gelösten Atome als Cottrell-Wolken bezeichnet. Die Versetzungen werden durch den Kohlenstoff blockiert, sodass sich eine ausgeprägte Streckgrenze ergibt, welche für eine Kaltumformung sehr unerwünscht ist. Unter anderem wird ein Richten des Stahlflachprodukts durch das diskontinuierliche Verformungsverhalten erschwert. Der erhöhte Verformungswiderstand führt zu einem erhöhten Werkzeugverschleiß beim Platinenbeschnitt und eine mögliche anschließende tiefziehende Kaltumformung führt zu einer unebenen, ungleichmäßigen Oberfläche. Insofern sollte eine Alterung des Stahls durch freien Kohlenstoff nach Möglichkeit verhindert oder zumindest abgemildert werden .
Aus EP 2848709 AI ist ein Stahlflachprodukt bekannt, das aus einem Stahl gebildet wird, der 0,2-0,5 Gew.-% C, 0,5-3,0 Gew.-% Mn, 0,002-0,004 Gew.-% B sowie optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe "Si, Cr, AI, Ti" in folgenden Gehalten enthält: 0, 1-0,3 Gew.% Si, 0, 1-0,5 Gew.-% Cr, 0,02-0,05 Gew.-% AI, 0,025-0,04 Gew.-% Ti. Das Stahlflachprodukt wird mit einem Korrosionsschutzüberzug beschichtet, der aus einer Aluminium- Zink-Legierung gebildet ist. Das beschichtete Stahlflachprodukt ist zur Herstellung eines Bauteils mittels Presshärten vorgesehen. Entsprechend beschaffene Stahlflachprodukte sind nur in geringem Maße alterungsbeständig und weisen nach dem Beschichten und Altern eine stark ausgeprägte Streckgrenze auf.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zu Grunde, ein für ein Presshärten geeignetes, beschichtetes Stahlflachprodukt mit einer guten Alterungsbeständigkeit sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung zur Verfügung zu stellen .
Hinsichtlich des Stahlflachprodukts wird diese Aufgabe durch ein Stahlflachprodukt mit den in Anspruch 1 angegebenen Merkmalen gelöst. Vorteilhafte und bevorzugte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sind in den auf Anspruch 1 rückbezogenen Ansprüchen angegeben. Hinsichtlich des Verfahrens ist die Aufgabe durch ein Verfahren mit den in Anspruch 10 genannten Merkmalen gelöst. Vorteilhafte und bevorzugte Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Verfahrens sind in den auf Anspruch 10 rückbezogenen Ansprüchen angegeben. Der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus 0, 10 - 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % AI, 0,005 - 1,0 % Cr, 0,001 - 0,2 % V, < 0, 1 % P, < 0,05 % S, < 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten : B: 0,0005 - 0,01 %, Ti : 0,001 -0, 1 %, Nb: 0,001 - 0, 1 %, Ni : 0,01 - 0,4 %, Cu : 0,01 - 0,8 °/o, Mo: 0,002 - 1,0 °/o, W: 0,001 - 1 ,0 %.
Wenn vorliegend Angaben zu Legierungsgehalten und Zusammensetzungen gemacht werden, beziehen sich diese auf das Gewicht beziehungsweise die Masse, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.
Kohlenstoff wirkt in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten verzögernd auf die Bildung von Ferrit und Bainit. Gleichzeitig wird Austenit stabilisiert und die Ac3-Temperatur verringert. Der Kohlenstoffgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf 0, 10 und 0,4 Gew.-% beschränkt. Ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0, 10 Gew.-% ist erforderlich, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts und die Zugfestigkeit des pressgehärteten Produkts mindestens 1000 MPa zu gewährleisten. Soll ein höheres Festigkeitsniveau angestrebt werden, so werden bevorzugt C-Gehalte von mindestens 0, 15 Gew.-% eingestellt. Wird der C-Gehalt weiter angehoben auf werte von mindestens 0, 19 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,205 Gew.-%, so kann überdies die Härtbarkeit verbessert werden, sodass das Stahlflachprodukt eine sehr gute Kombination aus Härtbarkeit und Festigkeit aufweist. Kohlenstoffgehalte größer 0,4 Gew.-% wirken sich jedoch nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts aus, da C-Gehalte größer 0,4 Gew.-% während des Presshärtens die Bildung spröden Martensits fördern. Durch hohe C-Gehalte kann darüber hinaus die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden . Um die Schweißbarkeit zu verbessern, kann der Kohlenstoffgehalt bevorzugt auf höchstens 0,3 Gew.-% eingestellt werden . Bei C- Gehalten von höchstens 0,25 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,235 Gew.-% kann die Schweißbarkeit nochmals deutlich verbessert und zusätzlich ein gutes Verhältnis von Kraftaufnahme und maximalem Biegewinkel im Biegeversuch nach VDA238-100 im pressgehärteten Zustand erreicht werden.
Silizium wird zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit des Stahlflachprodukts sowie der Festigkeit des pressgehärteten Produkts über Mischkristallverfestigung verwendet. Silizium ermöglicht außerdem den Einsatz von Ferro-Silizio-Mangan als Legierungsmittel, was sich be- günstigend auf die Produktionskosten auswirkt. Ab einem Si-Gehalt von 0,05 Gew.-% stellt sich bereits ein Härtungseffekt ein. Ab einem Si-Gehalt von mindestens 0, 15 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,20 Gew.-% tritt ein signifikanter Anstieg der Festigkeit auf. Si- Gehalte oberhalb von 0,5 Gew.-% wirken sich nachteilig auf das Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschichtungen. Si-Gehalte von höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,30 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt, um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprodukts zu verbessern.
Mangan wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung stark verzögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,5 Gew.-% werden während des Presshärtens selbst bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten Ferrit und Bainit gebildet, was vermieden werden sollte. Mn-Gehalte von mindestens 0,9 Gew.-%, insbesondere mindestens 1, 10 Gew.-%, sind bevorzugt, wenn ein martensitisches Gefüge insbesondere in Bereichen größerer Umformung gewährleistet werden soll. Mangangehalte von mehr als 3,0 Gew.-% wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften aus, weshalb der Mn-Gehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 3,0 Gew.-% beschränkt ist. Vor allem die Schweißbarkeit ist stark eingeschränkt, weshalb der Mn-Gehalt bevorzugt auf höchstens 1,6 Gew.-% und insbesondere auf 1 ,30 Gew.-% beschränkt ist. Mangangehalte kleiner oder gleich 1 ,6 Gew. -% werden darüber hinaus auch aus ökonomischen Gründen bevorzugt.
Aluminium wird als Desoxidationsmittel zur Abbindung von Sauerstoff eingesetzt. Zudem hemmt Aluminium die Zementitbildung . Zur sicheren Abbindung von Sauerstoff werden mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,02 Gew.-%, Aluminium im Stahl benötigt. Da allerdings auch die Ac3-Temperatur deutlich mit steigendem AI-Legierungsgehalt nach oben verschoben wird, ist der AI-Gehalt auf 0,2 Gew.-% begrenzt. Ab einem Gehalt von 0,2 Gew.-% behindert AI die Umwandlung in den Austenit vor dem Presshärten zu stark, sodass die Austenitisierung nicht mehr zeit- und energieeffizient durchgeführt werden kann . Für übliche Ofentemperaturen zwischen 850 und 950°C, welche zum Austeni- tisieren vor dem Presshärten eingestellt werden, wird bevorzugt ein AI-Gehalt von höchstens 0, 1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,05 Gew.-% eingestellt, um den Stahl vollständig zu austenitisieren.
Chrom wird dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,005 - 1,0 Gew.-% zugegeben . Chrom beeinflusst die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts, indem es die diffusive Umwandlung während des Presshärtens verlangsamt. Chrom wirkt in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten ab einem Gehalt von 0,005 Gew.-% günstig auf die Härtbarkeit, wobei ein Cr-Gehalt von mindestens 0, 1 Gew.-%, insbesondere mindestens 0, 18 Gew.-% für eine sichere Prozessführung, vor allem zur Verhinderung der Bainitbildung, bevorzugt wird. Enthält der Stahl mehr als 1 ,0 Gew.-% Chrom, so verschlechtert sich das Beschichtungsverhalten . Um eine gute Oberflächenqualität zu erhalten, kann der Cr-Gehalt bevorzugt auf höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 0,28 Gew.-%, begrenzt sein.
Chrom ist ein Karbidbildner und senkt als solcher den Anteil an im Stahlflachprodukt vorhandenem gelöstem Kohlenstoff. Dies trifft vor allem bei einer langsamen Abkühlung des Stahlflachprodukts mit Abkühlraten von höchstens 25 K/s oder höchstens 20 K/s zu, wie sie während des Abkühlens des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C oder im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C erfolgt. Die durch Chrom abgebundenen Kohlenstoffatome diffundieren nicht zu Versetzungen und blockieren diese nicht, sodass die Bildung einer ausgeprägten Streckgrenze reduziert oder ganz unterdrückt ist. Der Cr-Gehalt ist dabei so gewählt, dass bei Durchführung eines Beschichtungsprozesses vor dem Beschichten nur wenig Kohlenstoff durch Chrom abgebunden wird und die Bildung von Chromkarbiden vor allem während der nach dem Beschichten erfolgenden Abkühlung erfolgt. Die Chromkarbide stellen bevorzugte Keimstellen für andere Ausscheidungen wie zum Beispiel Vanadiumkarbide dar und umgekehrt. Dies führt zu einer schnelleren Abbindung des noch freien Kohlenstoffs, sodass die Bildung einer ausgeprägten Streckgrenze weiter reduziert oder ganz unterdrückt ist.
Vanadium (V) kommt im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eine besondere Bedeutung zu. Vanadium ist ein sehr kohlenstoffaffines Element. Wenn Vanadium frei, das heißt in ungebundenem oder gelöstem Zustand, vorliegt, kann es übersättigt gelösten Kohlenstoff in Form von Karbiden oder Clustern binden oder zumindest seine Diffusionsgeschwindigkeit verringern. Entscheidend ist dabei, dass V in gelöstem Zustand vorliegt. Überraschenderweise haben sich insbesondere sehr geringe V-Gehalte als besonders günstig für die Alterungsbeständigkeit erwiesen. Bei höheren V-Gehalten können sich schon bei höheren Temperaturen größere Vanadiumkarbide bilden, welche sich dann bei Temperaturen von 650-900°C, welche typisch für Durchlaufglühen von Schmelztauch- beschichtungsanlagen sind, nicht mehr auflösen . Schon kleinste Mengen Vanadium von 0,001 Gew.-% können bereits freien Kohlenstoff bei der Anlagerung an Versetzungen behindern. Ab einem V-Gehalt von 0,2 Gew.-% tritt keine Verbesserung der Alterungsbeständigkeit mehr durch Vanadium auf. Die alterungshemmende Wirkung von Vanadium ist bei Gehalten bis zu 0,009 Gew.-% besonders ausgeprägt, wobei sich ein maximaler Effekt ab einem bevorzugten Gehalt von 0,002 Gew.-% einstellt. Um die alterungshemmende Wirkung von Vanadium besonders sicher zu nutzen, kann der Vanadiumgehalt in einer bevorzugten Ausführung auf höchstens 0,004 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 0,003 Gew.-% eingeschränkt werden . Bei Gehalten größer 0,009 Gew.-% bilden sich vermehrt Vanadiumkarbide. Vanadiumkarbide können ab einem Vanadiumgehalt im Stahl von 0,009 Gew.-% nicht bei Temperaturen von 700 bis 900 °C, welche zum Beispiel typisch für Glühtemperaturen in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage sind, aufgelöst werden. Mit zunehmendem Vanadiumgehalt steht nicht unweigerlich mehr freies Vanadium zur Verfügung, da die Ausscheidungskinetik von Vanadiumkarbiden immer weiter beschleunigt wird, sodass die Vanadiumkarbide zwar größer und stabiler werden, der Anteil gelösten Vanadiums aber nicht weiter zunimmt. Dieser Effekt tritt insbesondere bei Gehalten von mehr als 0,030 Gew.-% auf, weshalb der Gehalt bevorzugt auf Werte von höchstens 0,030 Gew.- % eingestellt wird . Da Vanadium neben der Verringerung von Alterungseffekten auch zur Steigerung der Festigkeit durch Ausscheidungsverfestigung beiträgt, können höhere Gehalte von bis zu 0,2 Gew.-% bevorzugt zur Festigkeitssteigerung eingestellt werden. Der Vanadiumgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist zum einen aus Kostengründen auf höchstens 0,2 Gew.-% beschränkt. Zum anderen bewirken höhere Gehalte keine wesentliche Verbesserung der mechanischen Eigenschaften .
Phosphor (P) und Schwefel (S) sind Elemente, die als Verunreinigungen durch Eisenerz in den Stahl eingeschleppt werden und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden können. Der P-Gehalt und der S-Gehalt sollten so gering wie möglich gehalten werden, da sich die mechanischen Eigenschaften wie zum Beispiel die Kerbschlagarbeit mit zunehmendem P-Gehalt bzw. S-Gehalt verschlechtern. Ab P-Gehalten von 0, 1 Gew.-% tritt zudem eine zunehmende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0, 1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,02 Gew.-%, begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf höchstens 0,05 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,003 Gew.-%, begrenzt. Stickstoff (N) ist aufgrund des Stahlfertigungsprozesses in geringen Mengen im Stahl vorhanden. Der N-Gehalt ist möglichst gering zu halten und sollte höchstens 0,02 Gew.-% betragen. Insbesondere bei Legierungen, die Bor enthalten, ist Stickstoff schädlich, da es durch die Bildung von Bornitriden den umwandlungsverzögernden Effekt von Bor verhindert, weshalb der Stickstoffgehalt in diesem Fall bevorzugt höchstens 0,01 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,007 Gew.-%, betragen sollte.
Bor, Titan, Niob, Nickel, Kupfer, Molybdän und Wolfram können dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts jeweils einzeln oder in Kombination miteinander optional hinzulegiert werden.
Bor kann optional hinzulegiert werden, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern, indem auf den Austenitkorngrenzen angelagerte Boratome oder Borausscheidungen die Korngrenzenenergie verringern, wodurch die Nukleation von Ferrit während des Presshärtens unterdrückt wird. Ein deutlicher Effekt auf die Härtbarkeit tritt bei Gehalten von mindestens 0,0005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0020 Gew.-% auf. Bei Gehalten über 0,01 Gew.-% bilden sich hingegen vermehrt Borkarbide, Bornitride oder Bornitro- karbide, welche wiederum bevorzugte Keimstellen für die Nukleation von Ferrit darstellen und den härtenden Effekt wieder absenken . Aus diesem Grund wird der Borgehalt auf höchstens 0,01 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,0035 Gew.-% beschränkt. Bei einer Zulegierung von Bor wird bevorzugt auch Titan zur Abbindung von Stickstoff hinzulegiert. Der Ti-Gehalt sollte in diesem Fall bevorzugt mindestens das 3,42-fache des Gehalts an Stickstoff betragen.
Titan (Ti) ist ein Mikrolegierungselement, welches optional hinzulegiert werden kann, um zur Kornfeinung beizutragen. Außerdem bildet Titan mit Stickstoff grobe Titannitride, weshalb der Ti-Gehalt vergleichsweise gering gehalten werden soll. Titan bindet Stickstoff ab und ermöglicht Bor so, seine stark ferrithemmende Wirkung zu entfalten . Für eine ausreichende Abbindung von Stickstoff wird mindestens das 3,42-fache des Stickstoffgehalts benötigt, wobei mindestens 0,001 Gew.-% Ti, bevorzugt mindestens 0,023 Gew.-% Ti, für eine ausreichende Verfügbarkeit hinzugegeben werden sollten . Ab 0, 1 Gew.-% Ti verschlechtert sich die Kaltwalzbarkeit und Rekristallisierbarkeit deutlich, weshalb größere Ti-Gehalte vermieden werden sollten. Um die Kaltwalzbarkeit zu verbessern, kann der Ti-Gehalt bevorzugt auf 0,038 Gew.-% beschränkt sein. Niob (Nb) kann optional hinzulegiert werden, um ab einem Gehalt von 0,001 Gew.-% zur Kornfeinung beizutragen. Allerdings verschlechtert Niob die Rekristallisierbarkeit des Stahls. Bei einem Nb-Gehalt von über 0, 1 Gew.-% lässt sich der Stahl nicht mehr in üblichen Durchlauföfen vor der Feuerbeschichtung rekristallisieren. Um das Risiko einer Verschlechterung der Rekristallisierbarkeit zu reduzieren, kann der Nb-Gehalt bevorzugt auf 0,003 Gew.- % beschränkt werden .
Kupfer (Cu) kann optional hinzulegiert werden, um bei Zugaben von mindestens 0,01 Gew.- % die Härtbarkeit zu erhöhen. Darüber hinaus verbessert Kupfer den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion unbeschichteter Bleche oder Schnittkanten. Ab einem Gehalt von 0,8 Gew.-% verschlechtert sich die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu- Phasen an der Oberfläche deutlich, weshalb der Cu-Gehalt auf höchstens 0,8 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0, 10 Gew.-% beschränkt ist.
Nickel (Ni) stabilisiert die austenitische Phase und kann optional hinzulegiert werden, um die Ac3-Temperatur zu verringern und die Bildung von Ferrit und Bainit zu unterdrücken. Nickel hat darüber hinaus einen positiven Einfluss auf die Warmwalzbarkeit, insbesondere, wenn der Stahl Kupfer enthält. Kupfer verschlechtert die Warmwalzbarkeit. Um dem negativen Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit entgegenzuwirken, können dem Stahl 0,01 Gew.-% Nickel hinzulegiert werden. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt auf höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere höchstens 0, 10 Gew.-%, beschränkt bleiben.
Molybdän (Mo) kann zur Verbesserung der Prozessstabilität optional hinzugegeben werden, da es die Ferritbildung deutlich verlangsamt. Ab Gehalten von 0,002 Gew.-% bilden sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden auf den Korngrenzen, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusive Phasenumwandlungen deutlich verlangsamen. Außerdem wird durch Molybdän die Korngrenzenenergie verringert, was die Nukleationsrate von Ferrit verringert. Aufgrund der hohen Kosten, welche mit einer Legierung von Molybdän verbunden sind, sollte der Gehalt höchstens 1,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0, 1 Gew.-% betragen.
Wolfram (W) kann optional in Gehalten von 0,001 - 1,0 Gew.-% zur Verlangsamung der Ferritbildung hinzulegiert werden. Ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit ergibt sich bereits bei W-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.-%. Aus Kostengründen wird maximal 1 ,0 Gew.- % Wolfram hinzulegiert.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist nach dem Beschichten eine hohe Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5% auf. Die Streckgrenze eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts weist einen kontinuierlichen Verlauf oder nur eine geringe Ausprägung auf. Kontinuierlicher Verlauf bedeutet im Sinne der Erfindung, dass keine ausgeprägte Streckgrenze vorliegt. Eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf kann auch als Dehngrenze Rp0,2 bezeichnet werden. Unter einer Streckgrenze mit geringer Ausprägung wird vorliegend eine ausgeprägte Streckgrenze verstanden, bei welcher die Differenz ARe zwischen oberem Streckgrenzenwert ReH und unterem Streckgrenzenwert ReL höchstens 45 MPa beträgt. Es gilt:
ARe = (ReH - ReL) < 45 MPa mit ReH = obere Streckgrenze in MPa und ReL = untere Streckgrenze in M Pa .
Eine besonders gute Alterungsbeständigkeit lässt sich bei Stahlflachprodukten erzielen, für die die Differenz ARe höchstens 25 MPa beträgt.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines für ein Presshärten geeigneten beschichteten Stahlflachprodukts, welches eine besonders gute Alterungsbeständigkeit aufweist, umfasst folgende Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus (in Gew.-%) 0, 10 - 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % AI, 0,005 - 1,0 % Cr, 0,001 - 0,2 % V, < 0, 1 % P, < 0,05 % S, < 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 - 0, 1 °/o, Nb: 0,001 - 0, 1 °/o, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 °/o, Mo: 0,002 - 1,0 °/o, W: 0,001 - 1,0 % und Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (TI) von 1100 - 1400 °C; c) optionales Vorwalzen der durch erwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C; d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750 - 1000 °C beträgt; e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt; f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C; i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Vorkühltemperatur (T6), welche 600 - 800 °C beträgt; j) Beschichten des Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug; k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die Abkühlung im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR1) von höchstens 25 K/s und im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR2) von höchstens 20 K/s erfolgt;
I) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
In Arbeitsschritt a) wird ein entsprechend der erfindungsgemäß für das Stahlflachprodukt vorgegebenen Legierung zusammengesetztes Halbzeug zur Verfügung gestellt. Dies kann eine im konventionellen Brammenstrangguss oder im Dünnbrammenstrangguss erzeugte Bramme sein . In Arbeitsschritt b) wird das Halbzeug bei einer Temperatur (Tl) von 1100 - 1400 °C durcherwärmt. Sollte das Halbzeug nach dem Vergießen abgekühlt sein, so wird das Halbzeug zum Durcherwärmen zunächst auf 1100 - 1400 °C wiedererwärmt. Die Durcherwärmungstemperatur sollte mindestens 1100 °C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgenden Walzprozess sicherzustellen . Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1400 °C betragen, um Anteile schmelzflüssiger Phasen im Halbzeug zu vermeiden.
Im optionalen Arbeitsschritt c) wird das Halbzeug zu einem Zwischenprodukt vorgewalzt. Dünnbrammen werden üblicherweise keiner Vorwalzung unterzogen . Dickbrammen, die zu Warmbändern ausgewalzt werden sollen, können bei Bedarf einer Vorwalzung unterzogen werden. In diesem Fall sollte die Temperatur des Zwischenprodukts (T2) am Ende des Vorwalzens mindestens 1000 °C betragen, damit das Zwischenprodukt genügend Wärme für den nachfolgenden Arbeitsschritt des Fertigwalzens enthält. Hohe Walztemperaturen können jedoch auch ein Kornwachstum während des Walzvorgangs fördern, was sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt. Um das Kornwachstum während des Walzvorgangs gering zu halten, soll die Temperatur des Zwischenprodukts am Ende des Vorwalzens nicht mehr als 1200 °C betragen .
In Arbeitsschritt d) wird die Bramme oder Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gewalzt. Wurde Arbeitsschritt c) ausgeführt, so wird das Zwischenprodukt unmittelbar nach dem Vorwalzen fertiggewalzt. Typischerweise beginnt das Fertigwalzen spätestens 90 s nach dem Ende des Vorwalzens. Die Bramme, die Dünnbramme oder, wenn Arbeitsschritt c) ausgeführt wurde, das Zwischenprodukt werden bei einer Endwalztemperatur (T3) ausgewalzt. Die Endwalztemperatur, das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750 - 1000 °C. Bei Endwalztemperaturen kleiner 750 °C nimmt die Menge an freiem Vanadium ab, da größere Mengen an Vanadiumkarbiden ausgeschieden werden . Die beim Fertigwalzen ausgeschiedenen Vanadiumkarbide sind sehr groß. Sie weisen typischerweise eine mittlere Korngröße von 30 nm oder mehr auf und werden in nachfolgenden Glühprozessen, wie sie zum Beispiel vor dem Schmelztauchbeschichten durchgeführt werden, nicht mehr aufgelöst. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von höchstens 1000 °C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen . Außerdem sind Endwalztemperaturen von höchstens 1000 °C prozesstechnisch relevant zur Einstellung von Haspeltemperaturen (T4) kleiner 700°C.
Das Warmwalzen des Stahlflachprodukts kann als kontinuierliches Warmbandwalzen oder als reversierendes Walzen erfolgen. Arbeitsschritt e) sieht für den Fall des kontinuierlichen Warmbandwalzens ein optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts vor. Dazu wird das Warmband nach dem Warmwalzen innerhalb von weniger als 50 s auf eine Haspeltemperatur (T4) abgekühlt. Als Kühlmedium kann hierfür beispielsweise Wasser, Luft oder eine Kombination aus beidem verwendet werden. Die Haspeltemperatur (T4) sollte höchstens 700 °C betragen, um die Bildung großer Vanadiumkarbide zu vermeiden . Die Haspeltemperatur ist prinzipiell nicht nach unten beschränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen von mindestens 500 °C als günstig für die Kaltwalzbarkeit erwiesen . Anschließend wird das gehaspelte Warmband in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt.
In Arbeitsschritt f) wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise durch Beizen oder durch eine andere geeignete Behandlung entzundert.
Das von Zunder gereinigte warmgewalzte Stahlflachprodukt kann vor der Glühbehandlung in Arbeitsschritt g) optional einem Kaltwalzen unterzogen werden, um beispielsweise höhere Anforderungen an die Dickentoleranzen des Stahlflachprodukts zu erfüllen. Der Kaltwalzgrad (KWG) sollte dabei mindestens 30 % betragen, um in das Stahlflachprodukt genügend Verformungsenergie für eine schnelle Rekristallisation einzubringen. Unter dem Kaltwalzgrad KWG wird dabei der Quotient aus der Dickenabnahme beim Kaltwalzen AdKW durch die Warmbanddicke d verstanden :
KWG = AdKW/d mit AdKW = Dickenabnahme beim Kaltwalzen in mm und d = Warmbanddicke in mm, wobei sich die Dickenabnahme AdKW aus der Differenz der Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen zur Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen ergibt. Beim Stahlflachprodukt vor dem Kaltwalzen handelt es sich üblicherweise um ein Warmband der Warmbanddicke d . Das Stahlflachprodukt nach dem Kaltwalzen wird üblicherweise auch als Kaltband bezeichnet. Der Kaltwalzgrad kann prinzipiell sehr hohe Werte von über 90 % an- nehmen. Allerdings haben sich Kaltwalzgrade von höchstens 80 % als günstig zur Vermeidung von Bandrissen erwiesen .
In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen (T5) von 650 - 900 °C unterzogen. Dazu wird das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb von 10 bis 120 s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 bis 600 s bei der Glühtemperatur gehalten . Die Glühtemperatur beträgt mindestens 650 °C, bevorzugt mindestens 720 °C, um Vanadium in Lösung zu halten . Thermodynamisch betrachtet scheidet sich bei V-Gehalten von 0,002 Gew.-% und Temperaturen oberhalb von 650 °C Vanadiumkarbid aus oder bereits gebildete Vanadiumkarbide lösen sich nicht mehr auf. Allerdings sind sehr feine Vanadiumkarbide aufgrund ihrer hohen Oberflächenenergie thermodynamisch instabil. Dieser Effekt wird in der vorliegenden Erfindung genutzt, um bei Temperaturen von 650 - 900 °C Vanadium in Lösung zu bringen oder bereits gelöstes Vanadium in Lösung zu halten, was sich positiv auf die Alterungsbeständigkeit des Stahlflachprodukts auswirkt. Bei Glühtemperaturen oberhalb von 900 °C wird keine Verbesserung der Alterungsbeständigkeit erreicht, weshalb die Glühtemperatur auch aus ökonomischen Gründen auf 900 °C beschränkt ist.
In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt nach dem Glühen auf eine Vorkühltemperatur (T6) abgekühlt, um es für die anschließende Beschichtungsbehandlung vorzubereiten. Die Vorkühltemperatur ist kleiner als die Glühtemperatur und wird auf die Temperatur des Beschichtungsbads abgestimmt. Die Vorkühltemperatur beträgt 600 - 800 °C, bevorzugt mindestens 640 °C, besonders bevorzugt höchstens 700 °C. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Vorkühltemperatur T6 beträgt bevorzugt 10 - 180 s.
Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt j) einer Beschichtungsbehandlung unterzogen . Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt mittels kontinuierlichem Schmelztauchbeschichten . Die Beschichtung kann nur auf einer Seite, auf beiden Seiten oder auf allen Seiten des Stahlflachprodukts aufgebracht werden. Die Beschichtungsbehandlung erfolgt bevorzugt als Schmelztauchbeschichtungsprozess, insbesondere als kontinuierlicher Prozess. Dabei kommt das Stahlflachprodukt üblicherweise auf allen Seiten mit dem Schmelzenbad in Kontakt, sodass es allseits beschichtet wird . Das Schmelzenbad, das die auf das Stahlflachprodukt aufzubringende Legierung in flüssiger Form enthält, weist typischerweise eine Temperatur (T7) von 640 - 720 °C auf. Als zum Beschichten alterungsbeständiger Stahlflachprodukte mit einem Korrosionsschutzüberzug besonders geeignet haben sich Legierungen auf Aluminiumbasis erwiesen . Das Schmelzenbad, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutzüberzug in flüssiger Form enthält, enthält typischerweise neben Aluminium 3 - 15 Gew.-% Silizium, bevorzugt 9 - 12 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen und bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die Summe der vorliegenden Bestandteile 100 Gew.-% beträgt. Unvermeidbare Verunreinigungen können dabei beispielsweise unvermeidbare Anteile an Chrom, Mangan, Kalzium oder Zinn sein .
Nach der Beschichtungsbehandlung wird das beschichtete Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt k) auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Abkühlrate wird dabei derart eingestellt, dass ein möglichst großer Anteil übersättigt gelösten Kohlenstoffs durch Vanadium abgebunden werden kann . Darum soll die mittlere Abkühlrate (CRl) in einem Temperaturbereich, welcher optimal für die Ausscheidungskinetik von Vanadium ist, und welcher bei Stahlflachprodukten mit erfindungsgemäßer Zusammensetzung zwischen 600 °C und 450 °C liegt, höchstens 25 K/s, bevorzugt höchstens 18 K/s, besonders bevorzugt höchstens 12 K/s betragen .
Der Umfang, in welchem freier Kohlenstoff durch Vanadium abgebunden wird, nimmt zu, wenn die Abkühlung in einem Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer geringeren Abkühlrate erfolgt als im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C. Die mittlere Abkühlrate (CR2) sollte deshalb zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 20 K/s, bevorzugt 14 K/s, besonders bevorzugt höchstens 9,5 K/s betragen . Im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C besitzt der freie Kohlenstoff des Stahlflachprodukts noch eine zur Rekombination mit Vanadium ausreichende Diffusionsgeschwindigkeit, was das Abbinden freien Kohlenstoffs begünstigt. Außerdem ist in diesem Temperaturbereich die Triebkraft für das Wachstum von Vanadiumkarbiden besonders hoch, wodurch ebenfalls freier Kohlenstoff gebunden wird. Dies gilt insbesondere für V-Gehalte von 0,002-0,009 Gew.-%.
Darüber hinaus ist im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C die Triebkraft für die Bildung von Eisenkarbiden, welche bevorzugt an bereits vorhandenen Karbiden der Mikro- legierungselemente wie Vanadium, Niob oder Titan keimen, besonders hoch. Durch die Bildung von Eisenkarbiden wird ebenfalls freier Kohlenstoff gebunden, was sich günstig auf das Alterungsverhalten auswirkt. Im Temperaturbereich zwischen der Glühtemperatur und 600 °C, zwischen 450°C und 400°C sowie zwischen 220°C und Raumtemperatur hat die Abkühlrate keinen wesentlichen Einfluss auf die Alterungsbeständigkeit. Aus prozesstechnischen Gründen wird zwischen der Glühtemperatur und 600 °C sowie zwischen 450°C und 400°C bevorzugt eine mittlere Abkühlrate von höchstens 25 K/s und zwischen 220 °C und Raumtemperatur eine mittlere Abkühlrate von höchstens 20 K/s eingestellt. Aus ökonomischen Gründen beträgt die mittlere Abkühlrate bevorzugt in den einzelnen Temperaturbereichen jeweils mindestens 0, 1 K/s. Unter der mittleren Abkühlrate wird vorliegend die durchschnittliche Abkühlrate verstanden, die sich rein rechnerisch aus dem Quotienten der Temperaturdifferenz des betrachteten Abkühltemperaturbereichs durch die für die Abkühlung in diesem Temperaturbereich benötigte Zeit ergibt. Dies ist beispielsweise für eine Abkühlung von einer Temperatur TX auf eine Temperatur TY: (TX-TY)/At, wobei TX die Temperatur zu Beginn der Abkühlung in K, TY die Temperatur am Ende der Abkühlung in K und At die Dauer der Abkühlung von TX auf TY in s sind .
Prinzipiell kann die Abkühlung beliebig langsam durchgeführt werden, da der Anteil freien Kohlenstoffs kontinuierlich abnimmt, was die Alterungsneigung verbessert. Aufgrund technischer Gegebenheiten und aus wirtschaftlichen Gründen kann die Abkühlrate des gesamten Abkühlprozesses, das heißt der Abkühlung des beschichteten Stahlflachprodukts nach Austritt aus dem Beschichtungsbad bis zum Erreichen der Raumtemperatur, nach unten begrenzt werden auf werte von typischerweise mindestens 0, 1 K/s.
Ein nach erfolgter Abkühlung auf dem Stahlsubstrat aufliegender Korrosionsschutzüberzug enthält typischerweise 3 - 15 Gew.-% Silizium, bevorzugt 9 - 12 Gew.-% Silizium, besonders bevorzugt 9 - 10 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen, bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen und Rest Aluminium. Unvermeidbare Verunreinigungen können dabei beispielsweise unvermeidbare Anteile an Chrom, Mangan, Kalzium oder Zinn sein . Die Überzugszusammensetzung kann beispielsweise mit Hilfe der Glimmentladungsspektroskopie (GDOES) bestimmt werden .
Das beschichtete Stahlflachprodukt kann optional einem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2% unterzogen werden, um die Oberflächenrauhigkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern. Ein erfindungsgemäß erzeugtes Stahlflachprodukt ist für ein Presshärten geeignet und weist einen Korrosionsschutzüberzug, eine hohe Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5% sowie eine kontinuierliche Streckgrenze oder eine ausgeprägte Streckgrenze, bei welcher die Differenz zwischen der oberen und der unteren Streckgrenze höchstens 45 MPa beträgt, auf.
In einer bevorzugten Ausführung beträgt die kontinuierliche Streckgrenze beziehungsweise die untere Streckgrenze mindestens 380 M Pa, bevorzugt mindestens 400 MPa, insbesondere mehr als 400 MPa, und besonders bevorzugt mindestens 410 MPa und ganz besonders bevorzugt mindestens 420 MPa.
In einer weiteren bevorzugten Ausführung weist das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit von mindestens 540 MPa, besonders bevorzugt mindestens 550 MPa und ganz besonders bevorzugt mindestens 560 MPa auf.
Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungs-beispielen näher erläutert.
Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung wurden mehrere Versuche durchgeführt. Dafür wurden Brammen mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen mit einer Dicke von 200-280 mm und Breite von 1000-1200 mm erzeugt, in einem Stoßofen auf eine jeweilige Temperatur Tl aufgeheizt und zwischen 30 und 450 min auf Tl gehalten, bis die Temperatur Tl im Kern der Brammen erreicht war und die Brammen somit durcherwärmt waren. Die Herstellungsparameter sind in Tabelle 2 angegeben. Die Brammen wurden mit ihrer jeweiligen Durcherwärmungstemperatur Tl aus dem Stoßofen ausgetragen und einem Warmwalzen unterzogen . Die Versuche wurden als kontinuierliche Warmbandwalzung ausgeführt. Dazu wurden die Brammen zunächst zu einem Zwischenprodukt der Dicke 40 mm vorgewalzt, wobei die Zwischenprodukte, welche bei der Warmbandwalzung auch als Vorbänder bezeichnet werden können, am Ende der Vorwalzphase jeweils eine Zwischenprodukttemperatur T2 aufwiesen . Die Vorbänder wurden unmittelbar nach der Vorwalzung dem Fertigwalzen zugeführt, sodass die Zwischenprodukttemperatur T2 der Walzanfangstemperatur für die Fertigwalzphase entspricht. Die Vorbänder wurden zu Warmbänder mit einer Enddicke von 3-7 mm und den in Tabelle 2 angegebenen jeweiligen Endwalztemperaturen T3 ausgewalzt, auf die jeweilige Haspeltemperatur abgekühlt und bei den jeweiligen Haspeltemperaturen T4 zu Coils aufgewickelt und dann in ruhender Luft abgekühlt. Die Warmbänder wurden in konventioneller Weise mittels Beizen entzundert, bevor sie einem Kaltwalzen mit den in Tabelle 2 angegebenen Kaltwalzgraden unterzogen wurden. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte wurden in einem Durchlaufglühofen auf eine jeweilige Glühtemperatur T5 erwärmt und für jeweils 100 s auf Glühtemperatur gehalten, bevor sie mit einer Abkühlrate von 1 K/s auf ihre jeweilige Vorkühltemperatur T6 abgekühlt wurden. Die Kaltbänder wurden mit ihrer jeweiligen Vorkühltemperatur T6 durch ein schmelzflüssiges Beschichtungsbad der Temperatur T7 geführt. Die Zusammensetzung des Beschichtungs- bads war dabei folgende: 9 Gew.-% Si, 2,9 Gew.-% Fe, 87,8 Gew.-% Aluminium und Rest unvermeidbare Verunreinigungen . Nach dem Beschichten wurden die beschichteten Bänder auf konventionelle Weise abgeblasen, wodurch eine Auflage der Beschichtung von 150g/m2 erzeugt wurde. Die Bänder wurden zunächst mit einer mittleren Abkühlrate von 10-15 K/s auf 600 °C abgekühlt. Im weiteren Abkühlverlauf zwischen 600 °C und 450 °C und zwischen 400 °C und 220 °C wurden die Bänder jeweils mit den in Tabelle 2 angegebenen Abkühlraten CR1 und CR2 abgekühlt. Zwischen 450 °C und 400 °C und unterhalb von 220 °C wurden die Bänder mit einer Abkühlrate von jeweils 5 - 15 K/s abgekühlt.
Nach dem Abkühlen auf Raumtemperatur wurden aus den abgekühlten Stahlbändern gemäß DIN EN ISO 6892-1 :2009-12 Proben quer zur Walzrichtung entnommen . Die Proben wurden gemäß DIN EN ISO 6892-1 :2009-12 einer Zugprüfung unterzogen . In Tabelle 3 sind die Ergebnisse der Zugprüfung angegeben . Im Rahmen der Zugprüfung wurden folgende Material kenn werte ermittelt: die Streckgrenzenart, welche mit Re für eine ausgeprägte Streckgrenze und mit Rp für eine kontinuierliche Streckgrenze bezeichnet ist, sowie bei einer kontinuierlichen Streckgrenze der Wert für die Dehngrenze Rp0,2, bei einer ausgeprägten Streckgrenze die Werte für die untere Streckgrenze ReL, die obere Streckgrenze ReH und die Differenz von oberer und unterer Streckgrenze ARe, die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Ag und die Bruchdehnung A80. Alle Proben weisen eine kontinuierliche Streckgrenze Rp oder eine nur geringfügig ausgeprägte Streckgrenze mit einem Unterschied ARe zwischen oberer und unterer Streckgrenze von höchstens 41 MPa und einer Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % auf. Dabei liegt für die Proben 8, 12 - 17, 19, 21, 22 und 24 eine kontinuierliche Streckgrenze Rp und für die Proben 1 - 7, 9 - 11, 18, 20 und 23 eine ausgeprägte Streckgrenze Re vor. Der in Tabelle 3 für die Proben 1 - 7, 9 - 11, 18, 20 und 23 mit ausgeprägter Streckgrenze angegebene Streckgrenzenwert ist der im Rahmen der Zugprüfung ermittelte Wert für die untere Streckgrenze ReL. Der in Tabelle 3 für die Proben 8, 12 - 17, 19, 21, 22 und 24 mit kontinuierlicher Streckgrenze angegebene Wert ist der im Rahmen der Zugprüfung ermittelte Wert für die Dehngrenze Rp0,2.
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew
Tabelle 1, Teil 1
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Angaben jeweils in Gew
Tabelle 1. Teil 2
Tabelle 2, Teil 1
Tabelle 2, Teil 2
Rp=kontinuierliche Streckgrenze, Re= ausgeprägte Streckgrenze
Tabelle 5, Teil 1
Rp=kontinuierliche Streckgrenze, Re= ausgeprägte Streckgrenze
Tabelle 5, Teil 2

Claims

PATENTAN SP RÜ CH E
1. Für ein Presshärten geeignetes, beschichtetes Stahlflachprodukt, wobei der Stahl des Stahlflachprodukts neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,10-0,4%,
Si: 0,05 - 0,5 %,
Mn: 0,5-3,0%,
AI: 0,01 - 0,2 %,
Cr: 0,005- 1,0%
V: 0,001 -0,2%
P: < 0,1%,
S: < 0,05%,
N: < 0,02%, sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten
B: 0,0005 - 0,01 %
Ti: 0,001 -0,1%,
Nb: 0,001 -0,1%,
Ni: 0,01 - 0,4 %,
Cu: 0,01 - 0,8 %,
Mo: 0,002 - 1,0%,
W: 0,001 - 1,0% besteht.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf (Rp0,2) oder eine Streckgrenze mit einer Differenz (ARe) zwischen oberem Streckgrenzenwert (ReH) und unterem Streckgrenzenwert (ReL) von höchstens 45 MPa aufweist.
3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 oder 2 dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % aufweist.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,3 Gew.-% beträgt.
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass der Vanadium-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts mindestens 0,002 Gew.-% beträgt.
6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass der Vanadium-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,03 Gew.-% beträgt.
7. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass der Vanadium-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts höchstens 0,009 Gew.-% beträgt.
8. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass es auf mindestens einer Seite einen Korrosionsschutzüberzug aufweist.
9. Stahlflachprodukt nach Anspruch 8 dadurch gekennzeichnet, dass der auf dem Stahlsubstrat aufliegende Korrosionsschutzüberzug 3 - 15 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen, bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen, und Rest Aluminium enthält.
10. Verfahren zum Herstellen eines für eine Warmumformung geeigneten Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Zurverfügungstellen einer Bramme oder einer Dünnbramme, die aus (in Gew.-%) 0, 10 - 0,4 % C, 0,05 - 0,5 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, 0,01 - 0,2 % AI, 0,005 - 1 ,0 % Cr, 0,001 - 0,2 % V, < 0, 1 % P, < 0,05 % S, < 0,02 % N sowie optional einem oder mehreren der Elemente "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 °/o, Ti : 0,001 -0, 1 °/o, Nb: 0,001 - 0, 1 °/o, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 °/o, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 % und Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; b) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (Tl) von 1100 - 1400 °C; c) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1200 °C; d) Warmwalzen zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750 - 1000 °C beträgt; e) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt; f) Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; g) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der Kaltwalzgrad mindestens 30 % beträgt; h) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur (T5) von 650 - 900 °C; i) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Vorkühltemperatur (T6), welche 600 - 800 °C beträgt; j) Beschichten des Stahlflachprodukts mit einem Korrosionsschutzüberzug; k) Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die Abkühlung im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR1) von höchstens 25 K/s und im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR2) von höchstens 20 K/s erfolgt;
I) optionales Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts.
11. Verfahren nach Anspruch 10 dadurch gekennzeichnet, dass die Glühtemperatur (T5) in Arbeitsschritt h) mindestens 720 °C beträgt.
12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11 dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Abkühlrate (CR1) zwischen 600 °C und 450 °C höchstens 18 K/s beträgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12 dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Abkühlrate (CR2) zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 14 K/s beträgt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 13 dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Abkühlrate (CR2) zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 9,5 K/s beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 14 dadurch gekennzeichnet, dass das Schmelzenbad, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutz in flüssiger Form enthält, neben Aluminium 3 - 15 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen und bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen enthält, wobei die Summe der vorliegenden Bestandteile 100 Gew.-% beträgt.
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Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023020931A1 (de) * 2021-08-19 2023-02-23 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen
WO2023020932A1 (de) * 2021-08-19 2023-02-23 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3719147A1 (de) * 2019-04-01 2020-10-07 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
CN114729429B (zh) * 2019-11-22 2023-04-04 日本制铁株式会社 被覆钢构件、被覆钢板及它们的制造方法
EP3964591A1 (de) * 2020-09-07 2022-03-09 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts
CN113414545A (zh) * 2021-03-31 2021-09-21 常州鱼跃金属制品有限公司 一种精细光亮的扁钢加工方法
EP4174207A1 (de) * 2021-11-02 2023-05-03 ThyssenKrupp Steel Europe AG Stahlflachprodukt mit verbesserten verarbeitungseigenschaften
EP4283003A1 (de) * 2022-05-24 2023-11-29 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum herstellen eines blechformteils
DE102022115400A1 (de) 2022-06-21 2023-12-21 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Blechformteil mit verbesserten Schweißeigenschaften
DE102022132907A1 (de) 2022-12-12 2024-06-13 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt mit Farbveränderung
DE102022132918A1 (de) 2022-12-12 2024-06-13 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Blechformteil mit verbessertem Härteverlauf
CN117305716B (zh) * 2023-11-10 2024-03-15 常熟市龙腾特种钢有限公司 一种抗震耐蚀球扁钢的制备方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2546534B1 (fr) 1983-05-24 1989-04-21 Usinor Procede et installation de fabrication en continu d'une bande d'acier survieillie portant un revetement de zn, al ou d'alliage zn-al
JP3464289B2 (ja) * 1994-10-03 2003-11-05 日新製鋼株式会社 耐食性に優れた耐火構造用溶融Ｚｎ−Ａｌ合金めっき鋼板の製造方法
FR2855184B1 (fr) 2003-05-19 2006-05-19 Usinor Tole laminee a froid et aluminiee en acier dual phase a tres haute resistance pour ceinture anti-implosion de televiseur, et procede de fabrication de cette tole
CN101316942A (zh) * 2005-12-01 2008-12-03 Posco公司 用于热压成形的具有优良的热处理和冲击性质的钢板，由该钢板制造的热压部件及其制造方法
KR101010971B1 (ko) 2008-03-24 2011-01-26 주식회사 포스코 저온 열처리 특성을 가지는 성형용 강판, 그 제조방법,이를 이용한 부품의 제조방법 및 제조된 부품
JP5387073B2 (ja) * 2009-03-16 2014-01-15 新日鐵住金株式会社 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス用鋼板部材の製造方法
CN103168106B (zh) * 2010-10-22 2014-11-12 新日铁住金株式会社 钢板及钢板制造方法
JP5141811B2 (ja) * 2010-11-12 2013-02-13 Ｊｆｅスチール株式会社 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101253893B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-16 포스코강판 주식회사 내산화성 및 내열성이 우수한 알루미늄 도금강판
CN103492600B (zh) * 2011-04-27 2015-12-02 新日铁住金株式会社 热冲压部件用钢板及其制造方法
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
EP2848709B1 (de) 2013-09-13 2020-03-04 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum Herstellen eines mit einem metallischen, vor Korrosion schützenden Überzug versehenen Stahlbauteils und Stahlbauteil
JP6062353B2 (ja) * 2013-12-12 2017-01-18 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板
RU2718651C2 (ru) 2015-12-18 2020-04-13 Аутотек Инжиниринг, С.Л. Центральная балка центральной стойки кузова и способ ее изготовления

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023020931A1 (de) * 2021-08-19 2023-02-23 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen
WO2023020932A1 (de) * 2021-08-19 2023-02-23 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahl mit verbesserten verarbeitungseigenschaften zur umformung bei erhöhten temperaturen

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