EP3688203A1 - Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

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EP3688203A1
EP3688203A1 EP17780063.8A EP17780063A EP3688203A1 EP 3688203 A1 EP3688203 A1 EP 3688203A1 EP 17780063 A EP17780063 A EP 17780063A EP 3688203 A1 EP3688203 A1 EP 3688203A1
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EP
European Patent Office
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flat
flat steel
steel product
product
martensite
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EP17780063.8A
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English (en)
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Richard Georg THIESSEN
Manuela Irnich
Bernd Linke
Jan-hendrik RUDOLPH
Rainer FECHTE-HEINEN
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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Publication date
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    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets

Definitions

  • the invention relates to a high-strength flat steel product suitable for bake hardening treatment and to a method for producing such a flat steel product.
  • BH flat steel products suitable for bake hardening (BH) treatment are also referred to as bake hardening flat steel products (BH flat steel products) and are widely used in automotive applications such as body parts.
  • this refers to steel strips, steel sheets or blanks produced therefrom, such as blanks.
  • Bra steel flat products have a lower level of strength before BH treatment than after BH treatment. This circumstance is used to transform the flat steel products to be formed before the BH treatment and thus at lower yield strengths and with better forming capacity.
  • the increase of the strength level is made by the BH treatment in which the material is subjected to a heat treatment.
  • the BH treatment is typically carried out for 3 to 40 minutes within a temperature range of 120 to 250 ° C.
  • the BH treatment stimulates the diffusion of atoms of interstitially dissolved elements, allowing them to attach to dislocations. The dislocations are thereby hindered in their movement, which leads to an increase in the yield strength.
  • This effect of yield strength increase is also called a bake hardening effect (BH effect), and the difference in yield strengths before and after the BH treatment is also called a bake hardening value (BH value).
  • BH effect bake hardening effect
  • BH value bake hardening value
  • yield strength refers to the characteristic value referred to as the upper yield strength ReH meant.
  • the yield strength increase or the BH value are mentioned, then for steel flat products which have no pronounced yield strength before the BH treatment but a yield strength, the difference between the yield strength Rp0.2 before the BH treatment and the yield strength ReH understood after BH treatment.
  • a high BH value has a positive effect on the dent resistance of components made of BH flat steel products. As a result, it is possible to reduce the component thickness by using steel flat products having a high BH value while maintaining the rigidity of the components.
  • the BH effect has hitherto been used on soft steels, which often have a predominantly ferritic matrix, only low martensite fractions and tensile strengths below 700 MPa.
  • US 2013/0240094 A1 discloses cold rolled bake hardening sheets for automotive applications.
  • the sheets are said to be made of a steel which, besides iron and unavoidable impurities, has 0.0010 - 0.0040 mass% C, 0.005 - 0.05 mass% Si, 0.1 - 0.8 mass% Mn, 0, 01-0.07 mass% P, 0.001-0.01 mass% S, 0.01-0.08 mass% Al, 0.0010-0.0050 mass% N, 0.002-0.02 mass % Nb and 0.005-0.050 mass% Mo, the value of the quotient of the proportions of Mn and P [Mn%] / [P%] being between 1.6 and 45, and the amount of solid solution present Carbon obtained from [C%] - (12/93) x [Nb%] should be between 0.0005 to 0.0025 mass%.
  • the cold rolled sheets suitable for bake hardening should satisfy the equation X (222) / ⁇ X (119) + X (200) ⁇ > 3.0.
  • X (222), X (110) and X (200) are the integrated intensity of X-ray diffractometry of ⁇ 222 ⁇ plane, ⁇ 110 ⁇ plane and ⁇ 200 ⁇ plane, which are parallel to a plane starting from the sheet surface at k of the sheet thickness.
  • the sheets should have a good deep drawability and tensile strengths of 300 to 450 MPa.
  • high-strength steel flat products are used to realize low component thickness with good dent resistance.
  • High-strength steels are characterized by a high proportion of martensite in the microstructure.
  • Martensite is a carbon-rich microstructure constituent from which carbon can diffuse into other microstructural constituents upon thermal activation.
  • high martensite fractions are associated with a poor ductility.
  • the sheets should be 0.05-0.30 mass% C, 0.5-3.0 mass% Si, 0.2-3.0 mass% Mn, up to 0.10 mass% P, bis to 0.010 mass% S, up to 0.010 mass% N and 0.001-0.0 mass% AI, balance iron and unavoidable impurities.
  • the microstructure should contain 50-85 area% martensite, less than 5 area% ferrite and balance bainite and have a dislocation density of at least 5.0 x 10 15 nr 2 and at least 0.08 mass% dissolved carbon.
  • the sheets should be suitable for bake hardening and have good bending properties and tensile strengths of 1180 MPa or more.
  • the sheets are produced by means of conventional continuous casting, hot rolling and cold rolling.
  • the cold-rolled sheets are heated to annealing temperatures of Ac3 + 50 ° C up to 930 ° C, held for 30 to 1200 s at this annealing temperature, then at an average rate of 15 ° C / s or more to a cooling stop temperature between 450 ° C cooled to 550 ° C, then within a maximum of 30 s from reaching the cooling stop temperature for 10 to 60 s at 480 to 525 ° C immersed in a molten bath and then with an average cooling rate of 15 ° C / s or more to 200 ° C are cooled.
  • the object of the invention was to specify a very high-strength flat steel product with optimized properties, in particular very good bake hardening properties and very good forming properties both before and after a BH treatment.
  • a method for producing such a flat steel product should be specified.
  • the object has been achieved in that at least the method steps specified in claim 10 are completed in the production of a flat steel product according to the invention.
  • a flat steel product according to the invention consists of a steel which is made of (in parts by weight)
  • tempered martensite is at least 75% by volume of tempered martensite.
  • a flat steel product according to the invention is characterized in that, prior to BH treatment, it has a yield strength Rp0.2 of more than 700 MPa or a yield strength ReH of more than 700 MPa, a tensile strength Rm of 950-1500 MPa and an elongation A80 of 7 - 25%. and has a high bake hardening potential (BH potential).
  • the BH potential is evidenced by the fact that the steel flat product after BH treatment has a yield strength increase of at least 80 MPa and an elongation A80_BH which is at least half the elongation A80 before the BH treatment.
  • the carbon content of the steel of a flat steel product according to the invention is 0, 1 - 0.5 wt .-%.
  • carbon contributes to the formation and stabilization of austenite.
  • C contents of at least 0.1% by weight, preferably at least 0.12% by weight contribute to the stabilization of the austenitic phase, thereby making it possible is, at the time of appropriate flat steel product to ensure a Restaustenitanteil of at least 5% by volume.
  • the stabilization of the retained austenite can be carried out particularly reliably if the C content is at least 0.14% by weight.
  • the C content has a strong influence on the strength of martensite.
  • the C content should be at least 0.1% by weight.
  • a minimum content of 0.1% by weight is required in order to provide sufficient C atoms for diffusion to the dislocations present in the material during subsequent BH treatment and thus to ensure a pronounced BH effect.
  • Particularly high BH values are obtained when the C content is at least 0.14% by weight.
  • the martensite start temperature Ms is also shifted to lower temperatures. A C content above 0.5 wt% could therefore result in insufficient martensite being formed during quenching.
  • the processability, in particular the weldability is impaired at higher C contents, for which reason the C content should be at most 0.5% by weight, preferably at most 0.4% by weight.
  • Manganese is important as an alloying element for the hardenability of the steel as well as for preventing the formation of the structural constituent perlite during the first quenching.
  • the Mn content of the steel of a flat steel product according to the invention is therefore at least 1.0% by weight, preferably at least 1.9% by weight, in order to provide a perlite-free structure for the further process steps after the first quenching.
  • Segregation is chemical inhomogeneity of the composition formed during the solidification process in the form of macroscopic or microscopic segregation.
  • the Mn content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited to at most 3.0% by weight, preferably to at most 2.7% by weight.
  • the Si content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited to 0.5-2.0% by weight.
  • Si as alloying element promotes the suppression of cementite formation.
  • Cementite is an iron carbide. Due to the formation of cementite, carbon is set in the form of iron carbide and is no longer available in an atomic form for dissolution in the iron lattice. However, atomic carbon, which is interstitially dissolved in the iron lattice, contributes significantly to the stabilization of retained austenite and to the improvement of the BH effect.
  • Remaining austenite helps to improve formability, especially elongation, both before and after BH treatment.
  • a similar effect with regard to the stabilization of retained austenite can also be achieved by alloying aluminum.
  • the steel contains at least 0.2% by weight of Al, the Si content which is at least required in order to obtain a flat steel product according to the invention can be reduced to 0.5% by weight.
  • the Si content should preferably be at least 0.9 wt%.
  • the steel should not contain more than 2.0 wt%, preferably not more than 1.6 wt%.
  • Aluminum is present in the steel of a flat steel product of the invention at levels of 0.01-1.5% by weight.
  • AI is added for deoxidation and grain refining. Grain refining is accomplished by forming AIN clusters and AIN precipitates, which inhibit grain growth during austenitizing annealing, also referred to as austenitizing.
  • AIN clusters are generally understood as meaning collections of aluminum and nitrogen atoms, which, however, unlike AIN precipitates, have no sharp phase boundary with the matrix.
  • the Al content should be at least 0.01% by weight.
  • particularly fine austenite grains can be adjusted by the addition of Al and N to lattice defects and their subsequent clustering or precipitation.
  • the finer austenite grain size causes fine martensite with a small lancet length to be formed during the first quench.
  • increased AI Contents of at least 0.02 wt .-% particularly advantageous.
  • Also advantageous for the formation of AIN clusters and AIN precipitates is a high number of lattice defects that are available during the heating to Austenitmaschinestemperatur (THZ). These lattice defects can be introduced into the material prior to austenitizing, for example in the form of dislocations.
  • THZ Austenitmaschinestemperatur
  • AI is not as effective as Si in suppressing cementite formation.
  • Si adversely affects the scaling and coatability and thus the surface quality of the flat steel products
  • Al can be used in the choice of the alloy composition for the substitution of Si.
  • Al contents of at least 0.1% by weight have proven to be particularly effective for the steel composition according to the invention. At lower Al contents, the effect of Al on cementite suppression is not significant.
  • aluminum contributes to increasing the carbon activity in martensite. This applies both to the after quenching, which takes place after austenitizing, and to the martensite formed after the second quenching, which takes place after the partitioning annealing.
  • the increase in carbon activity also has a positive effect on the BH effect.
  • a high carbon activity also increases the driving force for the addition of carbon atoms to dislocations, which leads to an increase in the BH value.
  • Al contents of at least 0.02 wt .-% have proven to be particularly advantageous. Since aluminum requires the complete austenitizing If the annealing temperature is elevated and complete austenitizing is possible with Al contents above 1.5% by weight, the Al content of the steel of the flat steel product according to the invention is limited to at most 1.5% by weight. If a low austenitizing temperature is to be set to improve the energy efficiency, Al contents of at most 0.2% by weight have proven to be expedient.
  • the sum of the Si content and the half of the Al content is at least 0.9 wt%.
  • % Al respective Al content of the steel in% by weight.
  • Values of less than 0.9% by weight increase the risk of formation of cementite, through which carbon is set and is no longer available for diffusion into the retained austenite and thus no longer for stabilization of the residual austenite in the case of partitioning annealing.
  • the N content is limited to 0.001-0.008% by weight in the steel of a flat steel product according to the invention. Nitrogen forms nitrides in the steel of a flat steel product according to the invention, for example with aluminum or titanium.
  • nitrogen forms nitrides in the steel of a flat steel product according to the invention, for example with aluminum or titanium.
  • AIN clusters or AIN precipitations at least 0.001% by weight of N should be present in the steel.
  • a preferred N content of at least 0.002 wt% can be set. Increasing N levels tend to form larger precipitates.
  • the N content is limited to at most 0.008 wt .-%. Phosphorus has a negative effect on the weldability in flat steel products according to the invention. Therefore, the P content should be as low as possible and in particular 0.02 wt .-% should not be exceeded.
  • Sulfur at sufficiently high levels leads to the formation of sulfides such as MnS or (Mn, Fe) S. These sulfide precipitates deteriorate the elongation of a flat steel product of the present invention, and therefore the S content is limited to at most 0.005 wt%.
  • Chromium may optionally be present in the steel at levels up to 1.0% by weight. Chromium is an effective inhibitor of perlite and contributes to strength. This applies in particular to Cr contents of at least 0.01% by weight. At Cr contents of more than 1.0% by weight, however, the risk of pronounced grain boundary oxidation, which leads to deterioration of the surface quality, is increased.
  • Molybdenum may also optionally be included in the steel of a flat steel product of the present invention at levels of at least 0.01% by weight to prevent the formation of perlite.
  • the Mo content is limited for reasons of cost to levels of up to 0.2 wt .-%.
  • Boron may be included as an optional alloying element in amounts of from 0.001 to 0.01 weight percent in the steel of a flat steel product of the invention. Bor sighs on the phase boundaries and thus blocks their movement. This helps to form a fine-grained structure, which improves the mechanical properties of the flat steel product.
  • boron is added, sufficient aluminum should be available to form AIN. Therefore, in a preferred embodiment, an Al / B ratio of at least 10 is set. By boron additions of about 0.01 wt .-%, however, no further improvement can be achieved.
  • steels of flat steel products according to the invention may also contain one or more micro-alloying elements from the group consisting of Ti, Nb and V.
  • Micro-alloying elements can be treated with carbon or nitrogen carbides, Nitrides or carbonitrides. In the form of very finely distributed precipitates, these contribute to a higher strength.
  • the sum of the micro-alloying elements should be at least 0.005 wt .-%, so that the precipitation of carbides, nitrides or carbonitrides can lead to the freezing of grain and phase boundaries during Austenit givess and thus can counteract grain coarsening.
  • carbon which is favorable in atomic form for the stabilization of the retained austenite, is bound as carbide or carbonitride.
  • the concentration of the micro-alloying elements should not amount to more than 0.2% by weight in total. To avoid coarse titanium nitride precipitates, the titanium concentration should not exceed 0.10%.
  • a flat steel product according to the invention preferably has a yield strength Rp02 of more than 700 MPa or a yield strength ReH of more than 700 MPa, a tensile strength Rm of 950-1500 MPa and an elongation A80 of 7-25%, the yield strength Rp02 or the yield strength ReH, the tensile strength Rm and the elongation A80 are determined according to DIN EN ISO 6892: 2009.
  • a flat steel product according to the invention preferably has a high bake-hardening potential (BH potential).
  • a measure of the BH potential is the BH2 value which is determined after a pre-deformation of 2% and a tempering for 20 minutes at 170 ° C according to DIN EN 10325: 2006 and for steel flat products according to the invention is at least 80 MPa.
  • the elongation A80_BH present after a BH treatment for 20 minutes at 170 ° C. on 2% pre-formed flat products according to the invention is at least half as high as the elongation A80 before the BH treatment.
  • the elongation values A80 and A80_BH are determined according to DIN EN ISO 6892: 2009.
  • the flat steel product according to the invention has a structure that does not contain more than 15 area% ferrite in order to ensure the required high strengths.
  • the microstructure does not contain more than 5 area% of bainite.
  • the microstructure of a flat steel product according to the invention contains at least 5% by volume of retained austenite. Residual austenite has a favorable effect on the formability and elongation of martensitic steels.
  • the austenite stabilized to room temperature can be stretched more extensively than other structural components using the TRIP effect with higher solidification. With the limitation of the austenite-stabilizing alloying elements such as C and Mn for reasons of weldability, a residual austenite content of more than 20% by volume is not possible with the described production process.
  • the flat steel product according to the invention contains at least 80 area% martensite, of which at least 75 area% is tempered martensite.
  • the martensite formed during the process according to the invention after partitioning by the second quenching in step j) is also referred to as non-tempered martensite.
  • the martensite resulting from the first quenching after austenitizing, which is subjected to partitioning is also referred to as tempered martensite.
  • the total martensite content present in the structure is composed of tempered and unannealed martensite, with the possibility that there is no untempered martensite.
  • the total content of martensite ie the sum of tempered and unannealed martensite, should be at least 80 area%, preferably at least 90 area%.
  • This high martensite content contributes to high strength of the flat steel product.
  • martensite is a carbon-rich microstructure constituent.
  • martensite serves as a source of carbon diffusion on the one hand during partitioning annealing and on the other hand during BH treatment.
  • the carbon diffusion from the martensite to the austenite during the partitioning annealing stabilizes the retained austenite, which allows the setting of a retained austenite content of at least 5% by volume.
  • Carbon diffusion during BH treatment enhances the BH effect, causing BH to increase.
  • At least 75% of the martensite present in the steel flat product is tempered martensite because only enough martensite is available for sufficient retained austenite stabilization during the partitioning annealing.
  • At least 90% of the martensite lancets have a martensite lancet width of at most 1000 nm. The small lancet width of at most 1000 nm results in partitioning annealing to short diffusion paths, whereby a targeted local stabilization of the retained austenite is possible.
  • the Martensitlanzettenilia is limited to at most 7.5 ⁇ to ensure good formability. Since the lancets grow with a defined ratio of length to width, the width is limited, which has an advantageous effect on the diffusion of the carbon.
  • the information on the microstructural constituents for the microstructural constituents martensite, ferrite and bainite in the present case refers to area% and for retained austenite to% by volume. Due to the fineness of the microstructures it is recommended to carry out the microstructural investigations including the determination of the martensite lancet length and width on a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 5000x. As a suitable method for the quantitative determination of retained austenite, X-ray diffraction (XRD) testing according to ASTM E975 is recommended.
  • SEM scanning electron microscope
  • the method according to the invention for producing a high-strength steel flat product suitable for a bake-hardening treatment comprises at least the following working steps: a) providing a hot-rolled steel flat product which consists of a steel which apart from iron and unavoidable impurities consists of (in% by weight) 0, 1 - 0.5% C, 1.0 - 3.0% Mn, 0.5 - 2.0% Si, 0.01 - 1.5% Al, 0.001 - 0.008% N, up to 0.02% P, up to 0.005% S and optionally one or more of the following elements: 0.01-1.0% Cr, 0.01-0.2% Mo, 0.001-0.01% B and optionally 0.005 in total - 0.2% V, Ti and Nb, the Ti content not exceeding 0.10%; b) pickling the hot rolled flat steel product; c) cold rolling the flat steel product with a cold rolling degree of at least 37%; d) heating the cold-rolled steel flat product to a holding zone temperature THZ which is above the A3 temperature
  • step a a hot rolled flat steel product is provided, which consists of a steel of the composition mentioned in step a).
  • the hot rolled flat steel product is pickled before cold rolling.
  • the pickling in step b) is carried out in a conventional manner.
  • the cold rolling in step c) should be carried out according to the invention with a cold rolling degree of at least 37%.
  • the cold rolling degree KWG is understood to mean the thickness reduction which takes place due to the cold rolling of the flat steel product.
  • the KWG can be described with the following relationship:
  • KWG (h0 - h l) / h0
  • KWG is based on the total cold rolling degree, ie hO is the thickness of the flat steel product before the first cold rolling or cold rolling pass in mm and hl is the thickness of the flat steel product after the last cold rolling or cold rolling pass in mm.
  • the heating of the cold-rolled steel flat product in step d) to a holding zone temperature THZ is initially until reaching a turning temperature TW, which is 200 - 400 ° C, with a heating rate ThetaH l of 5 - 50 K / s. Above the turning temperature TW, the heating takes place until reaching the holding zone temperature THZ with a heating rate ThetaH2 of 2 to 10 K / s. The heating can also take place in one stage, i. the heating rates ThetaH l and ThetaH2 are set to the same value.
  • the flat steel product is heated to a holding zone temperature THZ which is above the A3 temperature of the steel to allow complete structural transformation into the austenite.
  • the A3 temperature is analytically dependent and can be estimated using the following empirical equation:
  • the holding zone temperature THZ can also be referred to as austenitizing temperature and the annealing in THZ also as austenitizing.
  • the holding zone temperature is limited to 950 ° C for cost reasons.
  • the flat steel product is kept at the holding zone temperature THZ for a holding period tHZ of at least 5 seconds in step e) in order to ensure complete austenitization.
  • the holding time tHZ should not exceed 15 seconds to avoid the formation of coarse austenite grain and irregular austenite grain growth.
  • the goal of austenitizing is the setting of a fine and regular Austenitkorns, since such a structure has a favorable effect on the BH value.
  • the flat steel product can optionally be cooled slowly in step f) initially to an intermediate temperature TLK which is 620 ° C. or more.
  • TLK is not lower than 620 ° C to avoid phase transition in ferrite.
  • the duration tl_K of THZ cooling to TLK is limited to 30 - 300 seconds.
  • the steel flat product in step g) After the optional slow cooling of the flat steel product in step f) or after holding the steel flat product at the holding zone temperature THZ in step e), the steel flat product in step g) with a higher compared to the cooling rate in step f) cooling rate
  • the cooling rate from the intermediate temperature TLK to the cooling stop temperature TAB is more than 5 K / s in order to avoid both austenite to ferrite and bainite conversion for the steel compositions of the present invention.
  • the cooling rate ThetaQ is preferably set to more than 20 K / s.
  • the cooling rate ThetaQ is limited in terms of plant technology to values of at most 500 K / s, preferably at most 100 K / s.
  • the cooling stop temperature TAB is between the martensite start temperature TMS and a temperature that is less than TMS up to 175 ° C ((TMS-175 ° C) ⁇ TAB ⁇ TMS).
  • the martensite start temperature TMS is understood to mean the temperature at which the transformation of austenite into martensite begins.
  • the martensite start temperature can be estimated by the following equation:
  • the holding time tQ in step h) is at least 10 seconds in order to ensure a sufficient transformation of the austenite into martensite.
  • the proportion of martensite produced by the first quenching after austenitizing should be at least 60% by area.
  • the holding time tQ should not exceed 60 seconds in order to avoid complete transformation into martensite and to ensure a residual austenite content of at least 5% by volume in the microstructure of the flat steel product at room temperature.
  • step i) the steel flat product is heated to a treatment temperature TB at a heating rate ThetaBl and optionally maintained at TB in order to enrich the retained austenite with supersaturated martensite carbon, which was formed by the first quenching, after operation h).
  • the redistribution of carbon which can also be referred to as partitioning, takes place during the heating phase on TB.
  • partitioning also takes place during the optional isothermal holding. Heating to treatment temperature TB followed by optional holding at the treatment temperature TB are also referred to as partitioning annealing or as partitioning.
  • the heating takes place at a heating rate of at least 1 K / s and at most 80 K / s.
  • the treatment temperature TB is 350-500 ° C to avoid the formation of carbides and the decomposition of retained austenite.
  • the total treatment time tBT is at least 10 and at most 1000 seconds, also to ensure a sufficient redistribution of the carbon.
  • the total treatment time tBT is composed of the time required for heating and, optionally, the time used for the optional isothermal hold.
  • the steel flat product is cooled to room temperature in step j) with a cooling rate ThetaB2.
  • the cooling rate ThetaB2 is more than 5 K / s, preferably more than 20 K / s, to allow the formation of martensite.
  • This cooling step may also be referred to as quenching due to the high cooling rate.
  • quenching in step j) is also referred to as second quenching.
  • the cooling rate ThetaB2 is limited in terms of plant technology to values of at most 500 K / s, preferably at most 100 K / s.
  • the flat steel product may optionally be subjected to a coating treatment (step k)).
  • the coating treatment can be carried out either as a hot dip coating (step kl)) or as an electrolytic coating (step k2)). If a hot dip coating (step kl)), then the flat steel product undergoes a coating bath with a zinc-based molten bath composition after partitioning in step i) and before cooling in step j).
  • the temperature of the molten bath is preferably 450-500 ° C.
  • the flat steel product may be subjected to electrolytic coating (step k2)).
  • the electrolytic coating is carried out in contrast to Hot dip coating not before, but only after cooling of the flat steel product in step j).
  • the coating treatment of steps kl) or k2) is preferably carried out in a continuous process.
  • a possible molten bath composition may consist of up to 1% by weight Al, balance zinc and unavoidable impurities.
  • Another possible molten bath composition may consist of 1-2 wt% Al, 1-2 wt% Mg, balance zinc and unavoidable impurities.
  • the coating treatment applies a corrosion protection coating to the flat steel product on at least one side of the flat steel product.
  • the coated flat steel product may also optionally be subjected to galvannealing treatment.
  • the process according to the invention can be carried out in continuous operation in conventionally provided annealing plants or strip coating plants.
  • the cooling rate ThetaQ of the rapid cooling after austenitizing and the holding time tQ results in a microstructure which has a very fine martensite structure.
  • This martensite structure is characterized by a special fine grain with a small lancet width.
  • the high degree of cold rolling and the carbidic and nitridic precipitations lead to a fine-grained starting structure for austenitizing annealing.
  • grain coarsening during austenitizing is avoided so that a very fine-grained microstructure is present even before the subsequent austenitizing cooling.
  • the numerous grain boundaries of the fine structure hinder the growth of martensite lancets.
  • the flat steel products made available by the present invention are particularly suitable for further processing processes, which include a cold forming process and a subsequent heat treatment at temperatures below 300 ° C.
  • Flat steel products are thereby formed into components, for example by means of cathodic dip coating (KTL) painted and subjected in a further process step, a heat treatment, for example, during paint baking.
  • KTL cathodic dip coating
  • the heat treatment is usually carried out as heating within a temperature range of typically 120 to 250 ° C for a period of typically 3 to 40 minutes.
  • the flat steel products according to the invention are particularly suitable.
  • the advantageous properties of the flat steel products according to the invention can also be utilized for products which have not undergone pre-deformation.
  • melts AE of the compositions shown in Table 1 were produced, from which 10 hot strips with a thickness of 1.8-2.5 mm were produced in a conventional manner.
  • the melts C correspond and E the specifications according to the invention for the steel composition, whereas the melts A, B and D have too low Si contents.
  • the hot-rolled strips were pickled in a conventional manner and processed to cold-rolled strips using the cold rolling degrees "KWG” given in Table 2a.
  • the further production of the cold strips was carried out according to the information given in Table 2a and Table 2b.
  • the cold strips were heated in each case with a first, faster heating rate "ThetaH l” to a turning temperature “TW” and then brought with a second, slower heating rate "ThetaH2" on holding zone temperature "THZ”, on which they held for the duration "tHZ" were.
  • the sections were prepared for a scanning electron microscopic (SEM) study and treated with a 3% Nital etch. Due to the fineness of the microstructures, the microstructure was characterized by SEM observation at 5000x magnification. The quantitative determination of retained austenite was carried out by X-ray diffraction (XRD) according to ASTM E975.
  • SEM scanning electron microscopic

Abstract

Die Erfindung betrifft ein für eine Bake-Hardening-Behandlung geeignetes höchstfestes Stahlflachprodukt sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts. Das Stahlflachprodukt besteht aus einem Stahl, der aus (in Gew.-%) 0,1 - 0,5 % C, 1,0 - 3,0 % Mn, 0,5 - 2,0 % Si, 0,01 - 1,5 % Al, 0,001 - 0,008 % N, bis zu 0,02 % P, bis zu 0,005 % S sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente 0,01 - 1,0 % Cr, 0,01 - 0,2 % Mo, 0,001 - 0,01 % B sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % V, Ti und Nb, wobei der Ti-Anteil nicht mehr als 0,10 % beträgt, und als Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das aus nicht mehr als 15 Flächen-% Ferrit, nicht mehr als 5 Flächen-% Bainit, mindestens Volumen-% Restaustenit und mindestens 80 Flächen-% Martensit, von welchem mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit ist, besteht.

Description

Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein für eine Bake-Hardening-Behandlung geeignetes höchstfestes Stahlflachprodukt sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.
Für eine Bake-Hardening-Behandlung (BH-Behandlung) geeignete Stahlflachprodukte werden auch als Bake-Hardening-Stahlflachprodukte (BH-Stahlflach- produkte) bezeichnet und werden häufig für Anwendungen im Automobilbau, wie zum Beispiel für Karosserieteile, verwendet.
Wenn vorliegend von Stahlflachprodukten die Rede ist, werden darunter Stahlbänder, Stahlbleche oder daraus erzeugte Zuschnitte wie Platinen verstanden.
BH-Stahlflachprodukte weisen vor der BH-Behandlung ein geringeres Festigkeitsniveau auf als nach der BH-Behandlung. Dieser Umstand wird dazu genutzt, bei zu verformenden Stahlflachprodukten die Umformung vor der BH-Behandlung und damit bei geringeren Streckgrenzen und mit besserem Umformungsvermögen durchzuführen. Die Erhöhung des Festigkeitsniveaus erfolgt durch die BH-Behandlung, bei welcher das Material einer Wärmebehandlung unterzogen wird. Die BH-Behandlung wird typischerweise für 3 bis 40 Minuten innerhalb eines Temperaturbereichs von 120 bis 250 °C durchgeführt. Durch die BH-Behandlung werden Atome interstitiell gelöster Elemente zur Diffusion angeregt, wobei sie sich an Versetzungen anlagern können. Die Versetzungen werden dadurch in ihrer Bewegung behindert, was zu einem Anstieg der Streckgrenze führt. Dieser Effekt des Streckgrenzenanstiegs wird auch als Bake-Hardening-Effekt (BH-Effekt) und die Differenz der Streckgrenzen vor und nach der BH-Behandlung wird auch als Bake-Hardening-Wert (BH-Wert) bezeichnet. Je größer der BH-Wert ist, umso größer ist der Streckgrenzenanstieg durch die BH-Behandlung.
Weist ein Stahlflachprodukt eine ausgeprägte Streckgrenze auf, so ist vorliegend mit dem Begriff Streckgrenze der als obere Streckgrenze ReH bezeichnete Kennwert gemeint. Oftmals liegt in BH-Stahlflachprodukten vor der BH-Behandlung keine ausgeprägte Streckgrenze, sondern ausschließlich eine Dehngrenze vor. Wenn vorliegend vom Streckgrenzenanstieg oder vom BH-Wert die Rede ist, so wird darunter für Stahlflachprodukte, die vor der BH-Behandlung keine ausgeprägte Streckgrenze, sondern eine Dehngrenze aufweisen, die Differenz zwischen der Dehngrenze Rp0,2 vor der BH-Behandlung und der Streckgrenze ReH nach der BH- Behandlung verstanden.
Ein hoher BH-Wert wirkt sich positiv auf die Beulsteifigkeit von Bauteilen, welche aus BH-Stahlflachprodukten hergestellt sind, aus. Infolge dessen ist es möglich, die Bauteildicke durch den Einsatz von Stahlflachprodukten, welche einen hohen BH- Wert haben, zu reduzieren und gleichzeitig die Steifigkeit der Bauteile zu erhalten.
Der BH-Effekt wird bisher bei weichen Stählen, welche oftmals eine überwiegend ferritische Matrix, nur geringe Martensitanteile und Zugfestigkeiten unterhalb von 700 MPa aufweisen, genutzt.
Aus US 2013/0240094 AI sind kaltgewalzte Bake-Hardening-Bleche für Automobilanwendungen bekannt. Die Bleche sollen aus einem Stahl bestehen, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen 0,0010 - 0,0040 mass-% C, 0,005 - 0,05 mass-% Si, 0, 1 - 0,8 mass-% Mn, 0,01 - 0,07 mass-% P, 0,001 - 0,01 mass- % S, 0,01 - 0,08 mass-% AI, 0,0010 - 0,0050 mass-% N, 0,002 - 0,02 mass-% Nb und 0,005 - 0,050 mass-% Mo enthält, wobei der Wert des Quotienten der Anteile von Mn und P [Mn%]/[P%] zwischen 1,6 bis 45 betragen soll, und die Menge des in fester Lösung vorliegenden Kohlenstoffs, welche aus [C%]-(12/93)x[Nb%] erhalten wird, zwischen 0,0005 bis 0,0025 mass-% betragen soll. Die für das Bake- Hardening geeigneten kaltgewalzten Bleche sollen die Gleichung X(222)/{X(119)+X(200)}>3,0 erfüllen. Dabei sind X(222), X(110) und X(200) die integrierte Intensität der Röntgendiffraktometrie der {222}-Ebene, der {110}-Ebene und der {200}-Ebene, die parallel sind zu einer Ebene, welche ausgehend von der Blechoberfläche bei k der Blechdicke liegt. Die Bleche sollen eine gute Tiefziehfähigkeit und Zugfestigkeiten von 300 bis 450 MPa aufweisen. Für Karosserieteile werden üblicherweise höchstfeste Stahlflachprodukte eingesetzt, um geringe Bauteildicken bei guter Beulsteifigkeit realisieren zu können. Höchstfeste Stähle zeichnen sich durch einen hohen Anteil Martensit im Gefüge aus. Martensit ist ein kohlenstoffreicher Gefügebestandteil, aus dem Kohlenstoff bei thermischer Aktivierung heraus in andere Gefügebestandteile diffundieren kann. Je höher der Martensitanteil am Gefüge ist, umso ausgeprägter ist typischerweise der BH-Effekt. Hohe Martensitanteile gehen jedoch mit einer schlechten Verformungsfähigkeit einher.
Aus US 2017/009315 AI sind hochfeste, feuerverzinkte Stahlbleche bekannt. Die Bleche sollen 0,05 - 0,30 mass-% C, 0,5 - 3,0 mass-% Si, 0,2 - 3,0 mass-% Mn, bis zu 0, 10 mass-% P, bis zu 0,010 mass-% S, bis zu 0,010 mass-% N und 0,001 - 0, 10 mass-% AI, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthalten. Das Gefüge soll 50 - 85 Flächen-% Martensit, weniger als 5 Flächen-% Ferrit und Rest Bainit enthalten und eine Versetzungsdichte von mindestens 5,0 x 1015 nr2 sowie mindestens 0,08 mass-% gelösten Kohlenstoffs aufweisen. Die Bleche sollen für ein Bake-Hardening geeignet sein und gute Biegeeigenschaften und Zugfestigkeiten von 1180 MPa oder mehr aufweisen. Die Bleche werden mittels konventionellem Stranggießen, Warmwalzen und Kaltwalzen erzeugt. Die kaltgewalzten Bleche sollen auf Glühtemperaturen von Ac3+50°C bis zu 930 °C aufgeheizt, 30 bis 1200 s lang bei dieser Glühtemperatur gehalten, danach mit einer mittleren Geschwindigkeit von 15 °C/s oder mehr auf eine Kühlstopp-Temperatur zwischen 450 °C bis 550 °C abgekühlt, dann binnen höchstens 30 s ab Erreichen der Kühlstopp-Temperatur für 10 bis 60 s bei 480 bis 525 °C in ein Schmelzbad getaucht und dann mit einer mittleren Abkühlungsgeschwindigkeit von 15 °C/s oder mehr auf 200 °C abgekühlt werden.
Vor diesem Hintergrund bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein höchstfestes Stahlflachprodukt mit optimierten Eigenschaften, insbesondere sehr guten Bake- Hardening- Eigenschaften und sowohl vor als auch nach einer BH-Behandlung sehr guten Umformeigenschaften, anzugeben. Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts angegeben werden.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt wurde die Aufgabe durch ein Produkt gelöst, das mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale aufweist.
In Bezug auf das Verfahren wurde die Aufgabe dadurch gelöst, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens die in Anspruch 10 angegebenen Verfahrensschritte absolviert werden.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besteht aus einem Stahl, der aus (in Gew.-
%)
0,1-0,5% C,
1,0-3,0% Mn,
0,5 - 2,0 % Si,
0,01- 1,5% AI,
0,001 -0,008% N,
bis zu 0,02% P,
bis zu 0,005 % S sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente
0,01- 1,0% Cr,
0,01-0,2% Mo,
0,001-0,01% B sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % V, Ti und Nb, wobei der Ti-Anteil nicht mehr als 0,10 % beträgt, und als Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, und wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das aus nicht mehr als als 15 Flächen-% Ferrit,
nicht mehr als als 5 Flächen-% Bainit,
mindestens 5 Volumen-% Restaustenit und
mindestens 80 Flächen-% Martensit, von welchem
mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit ist, besteht.
Wenn vorliegend von Ferrit gesprochen wird, dann ist jeweils die Rede von polygonalem Ferrit. Bezogen auf den gesamten Anteil Martensit im Gefüge weist dieser für mindestens 90% des Martensits eine Martensitlanzettenlänge von höchstens 7,5 μιτι und eine Martensitlanzettenbreite von höchstens 1000 nm auf.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich dadurch aus, dass es vor einer BH-Behandlung eine Dehngrenze Rp0,2 von über 700 MPa oder eine Streckgrenze ReH von über 700 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 950 - 1500 MPa sowie eine Dehnung A80 von 7 - 25 % und ein hohes Bake-Hardening-Potential (BH- Potential) aufweist. Das BH-Potential äußert sich darin, dass das Stahlflachprodukt nach einer BH-Behandlung einen Streckgrenzenanstieg um mindestens 80 MPa sowie eine Dehnung A80_BH aufweist, welche mindestens halb so hoch ist wie die Dehnung A80 vor der BH-Behandlung.
Wenn vorliegend Angaben zu Legierungsgehalten und Zusammensetzungen gemacht werden, beziehen sich diese auf das Gewicht beziehungsweise die Masse, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.
Der Kohlenstoffgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt 0, 1 - 0,5 Gew.-%. Zum einen trägt Kohlenstoff zur Bildung und Stabilisierung des Austenits bei. Vor allem während des nach dem Austenitisieren erfolgenden ersten Abkühlens und während des anschließenden partitionierenden Glühens tragen C-Gehalte von mindestens 0, 1 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0, 12 Gew.-%, zur Stabilisierung der austenitischen Phase bei, wodurch es möglich ist, am erfindungs- gemäßen Stahlflachprodukt einen Restaustenitanteil von mindestens 5 Vol-% zu gewährleisten. Besonders sicher kann die Stabilisierung des Restaustenits erfolgen, wenn der C-Gehalt mindestens 0, 14 Gew.-% beträgt. Zum anderen hat der C-Gehalt einen starken Einfluss auf die Festigkeit des Martensits. Dies gilt sowohl für die Festigkeit des Martensits, der während des ersten Abschreckens entsteht, als auch für die Festigkeit des Martensits, der während des nach dem partitionierenden Glühen einsetzenden zweiten Abschreckens gebildet wird. Um den Einfluss des Kohlenstoffs auf die Festigkeit des Martensits zu nutzen, soll der C-Gehalt mindestens 0, 1 Gew.-% betragen. Zudem ist ein Mindestgehalt von 0, 1 Gew.-% erforderlich, um bei einer späteren BH-Behandlung ausreichend C-Atome für eine Diffusion zu den im Material vorhandenen Versetzungen zur Verfügung zu stellen und somit einen ausgeprägten BH-Effekt sicherzustellen. Besonders hohe BH-Werte werden erhalten, wenn der C-Gehalt mindestens 0, 14 Gew. -% beträgt. Mit zunehmendem C-Gehalt wird die Martensit-Starttemperatur Ms jedoch auch zu tieferen Temperaturen verschoben. Ein C-Gehalt oberhalb von 0,5 Gew.-% könnte deshalb dazu führen, dass beim Abschrecken nicht genügend Martensit gebildet wird. Auch wird die Verarbeitbarkeit, insbesondere die Schweißbarkeit, bei höheren C-Gehalten beeinträchtigt, weshalb der C-Gehalt höchstens 0,5 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,4 Gew.-% betragen soll.
Mangan ist als Legierungselement wichtig für die Härtbarkeit des Stahls sowie für die Vermeidung der Bildung des Gefügebestandteils Perlit während des ersten Abschreckens. Der Mn-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt deshalb mindestens 1,0 Gew.-%, bevorzugt mindestens 1,9 Gew.-%, um nach dem ersten Abschrecken ein perlitfreies Gefüge für die weiteren Prozessschritte zur Verfügung zu stellen. Mit zunehmendem Mn-Gehalt verschlechtert sich jedoch die Schweißbarkeit und das Risiko des Auftretens starker Seigerungen nimmt zu. Bei Seigerungen handelt es sich um während des Erstarrungsvorgangs gebildete chemische Inhomogenitäten der Zusammensetzung in Form makroskopischer oder mikroskopischer Entmischungen. Um Seigerungen zu reduzieren und eine gute Schweißbarkeit sicherzustellen, ist der Mn-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 3,0 Gew.-%, bevorzugt auf höchstens 2,7 Gew.-%, begrenzt. Der Si-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf 0,5 - 2,0 Gew.-% begrenzt. Si als Legierungselement unterstützt die Unterdrückung der Zementitbildung. Bei Zementit handelt es sich um ein Eisenkarbid. Durch die Bildung von Zementit wird Kohlenstoff in Form von Eisenkarbid abgebunden und steht nicht mehr in atomarer Form zur Lösung im Eisengitter zur Verfügung. Atomarer Kohlenstoff, welcher interstitiell im Eisengitter gelöst ist, trägt jedoch zum einen wesentlich zur Stabilisierung von Restaustenit und zum anderen zur Verbesserung des BH- Effekts bei. Restaustenit wiederum trägt zur Verbesserung der Umformbarkeit, insbesondere der Dehnung, sowohl vor als auch nach der BH-Behandlung bei. Eine ähnliche Wirkung hinsichtlich der Stabilisierung des Restaustenits kann auch durch Zulegieren von Aluminium erreicht werden. Enthält der Stahl mindestens 0,2 Gew.-% AI, so kann der Si-Gehalt, welcher mindestens erforderlich ist, um ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zu erhalten, bis auf 0,5 Gew.-% reduziert werden. Bei geringeren AI-Gehalten als 0,2 Gew.-% sollte der Si-Gehalt vorzugsweise mindestens 0,9 Gew.-% betragen. Da sich ein hoher Si-Gehalt jedoch negativ auf die Oberflächenqualität des Stahlflachprodukts auswirken kann, soll der Stahl nicht mehr als 2,0 Gew.-%, bevorzugt nicht mehr als 1,6 Gew.-% enthalten.
Aluminium ist im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,01 - 1,5 Gew.-% vorhanden. AI wird zur Desoxidation und zur Kornfeinung hinzugegeben. Die Kornfeinung erfolgt durch Bildung von AIN-Clustern und AIN- Ausscheidungen, welche jeweils das Kornwachstum während des austenitisierenden Glühens, das auch kurz als Austenitisieren bezeichnet wird, hemmen. Unter AIN- Clustern werden dabei allgemeinhin Ansammlungen von Aluminium- und Stickstoffatomen verstanden, die jedoch im Unterschied zu AIN-Ausscheidungen keine scharfe Phasengrenze zur Matrix aufweisen. Um das Austenitkornwachstum effektiv zu hemmen, sollte der AI-Gehalt mindestens 0,01 Gew.-% betragen. Somit können durch die Anlagerung von AI und N an Gitterfehlern sowie deren nachfolgende Clusterbildung bzw. Ausscheidung besonders feine Austenitkörner eingestellt werden. Die feinere Austenitkorngröße führt dazu, dass während des ersten Abschreckens feiner Martensit mit einer geringen Lanzettenlänge gebildet wird. In Fällen, in denen die Dauer des Austenitisierens verkürzt werden soll, sind erhöhte AI- Gehalte von mindestens 0,02 Gew.-% besonders vorteilhaft. Weiterhin vorteilhaft für die Bildung von AIN-Clustern und AIN-Ausscheidungen ist eine hohe Anzahl an Gitterfehlern, die während des Aufheizens auf Austenitisierungstemperatur (THZ) zur Verfügung stehen. Diese Gitterfehler können vor dem Austenitisieren beispielsweise in Form von Versetzungen in das Material eingebracht werden. Für erfindungsgemäße Stahlflachprodukte hat es sich als günstig erwiesen, Gitterfehler durch ein Kaltwalzen mit einem Kaltwalzgrad von mindestens 37 % einzubringen. Aluminium trägt ebenso wie Silizium zur Unterdrückung der Zementitbildung bei. Allerdings wirkt AI hinsichtlich der Unterdrückung der Zementitbildung nicht so effektiv wie Si. Da sich Si jedoch nachteilig auf die Verzunderung und Beschichtbarkeit und somit auf die Oberflächenqualität der Stahlflachprodukte auswirkt, kann AI bei der Wahl der Legierungszusammensetzung zur Substitution von Si verwendet werden. Dabei haben sich für die erfindungsgemäße Stahlzusammensetzung AI-Gehalte von mindestens 0, 1 Gew.-% als besonders wirksam erwiesen. Bei geringeren AI- Gehalten ist der Einfluss von AI auf die Zementitunterdrückung nicht signifikant. Darüber hinaus trägt Aluminium zur Erhöhung der Kohlenstoffaktivität im Martensit bei. Dies gilt sowohl für den nach dem ersten Abschrecken, welches nach dem Austenitisieren erfolgt, als auch für den nach dem zweiten Abschrecken, welches nach dem partitionierenden Glühen erfolgt, gebildeten Martensit. Im nach dem ersten Abschrecken gebildeten Martensit trägt Aluminium zur Beschleunigung der Partitionierung des Kohlenstoffs von Martensit in den Austenit während des partitionierenden Glühens bei. Dadurch kann die Dauer des partitionierenden Glühens verkürzt werden. Aber auch die Alterungsbeständigkeit des Endprodukts wird verbessert, da durch eine erhöhte Kohlenstoffaktivität einzelne Kohlen Stoff atome bereits während des partitionierenden Glühens an Versetzungen diffundieren können und dann bei Raumtemperatur nicht mehr zur Alterung zur Verfügung stehen.
Die Erhöhung der Kohlenstoffaktivität zeigt zudem eine positive Wirkung auf den BH- Effekt. Bei einer BH-Behandlung wird durch eine hohe Kohlenstoffaktivität auch die treibende Kraft für die Anlagerung von Kohlen st off atomen an Versetzungen erhöht, was zur Steigerung des BH-Werts führt. Zur Erhöhung der Kohlenstoffaktivität im Martensit haben sich AI-Gehalte von mindestens 0,02 Gew.-% als besonders vorteilhaft erwiesen. Da Aluminium die für ein vollständiges Austenitisieren erforder- liehe Glühtemperatur erhöht und bei AI-Gehalten oberhalb von 1,5 Gew.-% ein vollständiges Austenitisieren nur noch schwer möglich ist, ist der AI-Gehalt des Stahls des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 1,5 Gew.-% begrenzt. Soll eine niedrige Austenitisierungtemperatur zur Verbesserung der Energieeffizienz eingestellt werden, haben sich AI-Gehalte von höchstens 0,2 Gew.-% als zweckmäßig erwiesen.
In einer bevorzugten Ausführung beträgt zur Verbesserung des BH-Werts die Summe des Si-Gehalts und der Hälfte des AI-Gehalts mindestens 0,9 Gew.-%.
Es gilt dann folgende Beziehung:
%Si + 0,5*%AI > 0,9 Gew.-% mit %Si : jeweiliger Si-Gehalt des Stahls in Gew.-%
%AI : jeweiliger AI-Gehalt des Stahls in Gew.-%.
Bei Werten kleiner 0,9 Gew.-% steigt das Risiko der Bildung von Zementit, durch welchen Kohlenstoff abgebunden wird und beim partitionierenden Glühen nicht mehr für eine Diffusion in den Restaustenit und damit nicht mehr für eine Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung steht.
Der N-Gehalt ist im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf 0,001 - 0,008 Gew.-% begrenzt. Stickstoff bildet im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts Nitride, beispielsweise mit Aluminium oder Titan. Zur wirksamen Kornfeinung mittels AIN-Clustern oder AIN-Ausscheidungen sollen mindestens 0,001 Gew.-% N im Stahl enthalten sein. Um die thermodynamische Triebkraft der Ausscheidungsbildung zu erhöhen und damit den Prozess zu stabilisieren, kann ein bevorzugter N-Gehalt von mindestens 0,002 Gew.-% eingestellt werden. Zunehmende N-Gehalte führen zur Bildung tendenziell größerer Ausscheidungen. Um grobe Ausscheidungen zu vermeiden, welche sich nachteilig auf die Umformbarkeit auswirken können, ist der N-Gehalt auf höchstens 0,008 Gew.-% beschränkt. Phosphor wirkt sich in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten negativ auf die Schweißbarkeit aus. Darum soll der P-Gehalt so niedrig wie möglich sein und insbesondere 0,02 Gew.-% nicht überschreiten.
Schwefel führt bei ausreichend hohen Gehalten zur Bildung von Sulfiden wie MnS oder (Mn,Fe)S. Diese Sulfidausscheidungen verschlechtern die Dehnung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, weshalb der S-Gehalt auf höchstens 0,005 Gew.-% begrenzt ist.
Chrom kann optional in Gehalten bis zu 1,0 Gew.-% im Stahl vorhanden sein. Chrom ist ein effektiver Inhibitor des Perlits und trägt zur Festigkeit bei. Dies gilt insbesondere für Cr-Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-% Bei Cr-Gehalten von mehr als 1,0 Gew.-% ist jedoch das Risiko einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation, welche zur Verschlechterung der Oberflächenqualität führt, erhöht.
Molybdän kann ebenfalls optional im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-% enthalten sein, um die Bildung von Perlit zu verhindern. Der Mo-Gehalt ist aus Kostengründen auf Gehalte von bis zu 0,2 Gew.-% begrenzt.
Bor kann als optionales Legierungselement in Gehalten von 0,001 bis 0,01 Gew.-% im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts enthalten sein. Bor seigert auf die Phasengrenzen und blockiert somit deren Bewegung. Dies unterstützt die Bildung eines feinkörnigen Gefüges, was die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts verbessert. Beim Zulegieren von Bor sollte genügend Aluminium zur Verfügung stehen, damit sich bevorzugt AIN bildet. In einer bevorzugten Ausführung wird deshalb ein AI/B-Verhältnis von mindestens 10 eingestellt. Durch Bor-Zugaben von über 0,01 Gew.-% kann jedoch keine weitere Verbesserung mehr erreicht werden.
Optional können Stähle erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auch eines oder mehrere Mikrolegierungselemente aus der Gruppe Ti, Nb und V enthalten. Mikro- legierungselemente können mit Kohlenstoff beziehungsweise Stickstoff Karbide, Nitride oder Karbonitride bilden. In Form sehr fein verteilter Ausscheidungen tragen diese zu einer höheren Festigkeit bei. Die Summe der Mikrolegierungselemente sollte mindestens 0,005 Gew.-% betragen, sodass die Ausscheidung von Karbiden, Nitriden oder Karbonitriden zum Einfrieren von Korn- und Phasengrenzen während des Austenitisierens führen kann und damit einer Kornvergröberung entgegenwirken kann. Gleichzeitig wird jedoch Kohlenstoff, welcher in atomarer Form günstig für die Stabilisierung des Restaustenits ist, als Karbid- bzw. Karbonitrid abgebunden. Um eine ausreichende Stabilisierung des Restaustenits zu gewährleisten, sollte die Konzentration der Mikrolegierungselemente in Summe nicht mehr als 0,2 Gew.-% betragen. Zur Vermeidung von groben Titannitridausscheidungen sollte die Titan- Konzentration nicht mehr als 0, 10% betragen.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist bevorzugt eine Dehngrenze Rp02 von über 700 MPa oder eine Streckgrenze ReH von über 700 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 950 - 1500 MPa sowie eine Dehnung A80 von 7 - 25 % auf, wobei die Dehngrenze Rp02 bzw. die Streckgrenze ReH, die Zugfestigkeit Rm sowie die Dehnung A80 gemäß DIN EN ISO 6892:2009 bestimmt werden. Gleichzeitig weist ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt bevorzugt ein hohes Bake-Hardening- Potential (BH-Potential) auf. Ein Maß für das BH-Potential ist der BH2-Wert, der nach einer Vorverformung von 2% und einem Anlassen für 20 Minuten bei 170°C gemäß DIN EN 10325:2006 bestimmt wird und für erfindungsgemäße Stahlflachprodukte mindestens 80 MPa beträgt. Die nach einer BH-Behandlung für 20 Minuten bei 170°C an um 2% vorverformten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten vorliegende Dehnung A80_BH ist dabei mindestens halb so hoch wie die Dehnung A80 vor der BH-Behandlung. Die Dehnungswerte A80 und A80_BH werden dabei gemäß DIN EN ISO 6892:2009 bestimmt.
Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt hat ein Gefüge, dass nicht mehr als 15 Flächen-% Ferrit enthält, um die geforderten hohen Festigkeiten zu gewährleisten.
Darüber hinaus weist das Gefüge aufgrund der Prozessführung nicht mehr als 5 Flächen-% Bainit auf. Das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts enthält mindestens 5 Volumen-% Restaustenit. Restaustenit wirkt sich günstig auf die Umformbarkeit und Dehnung martensithaltiger Stähle aus. Der bis auf Raumtemperatur stabilisierte Austenit kann unter Nutzung des TRIP-Effekts bei gleichzeitig höherer Verfestigung stärker gedehnt werden als andere Gefügebestandteile. Mit der Begrenzung der austenitstabilisierenden Legierungselemente wie C und Mn aus Schweißbarkeitsgründen ist ein Restaustenitanteil größer 20 Vol.% mit dem beschriebenen Herstellungsprozess nicht möglich.
Zudem enthält das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt mindestens 80 Flächen-% Martensit, von welchem mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit ist.
Der im Zuge des erfindungsgemäßen Verfahrens nach dem Partitioning durch das zweite Abschrecken in Arbeitsschritt j) gebildete Martensit wird auch als nicht angelassener Martensit bezeichnet. Der durch das erste Abschrecken nach dem Austenitisieren entstandene Martensit, der einem Partitioning unterzogen wird, wird auch als angelassener Martensit bezeichnet. Der gesamte im Gefüge vorhandene Martensitanteil setzt sich aus angelassenem und nicht angelassenem Martensit zusammen, wobei die Möglichkeit besteht, dass kein nicht angelassener Martensit vorliegt.
Der Gesamtanteil an Martensit, d.h. die Summe aus angelassenem und nicht angelassenem Martensit, soll mindestens 80 Flächen-%, bevorzugt mindestens 90 Flächen-%, betragen. Dieser hohe Martensitanteil trägt zu einer hohen Festigkeit des Stahlflachprodukts bei. Darüber hinaus ist Martensit ein kohlenstoffreicher Gefügebestandteil. Als solcher dient der Martensit als Quelle für die Diffusion von Kohlenstoff zum einen während des partitionierenden Glühens und zum anderen während der BH-Behandlung. Durch die Kohlenstoff-Diffusion aus dem Martensit in den Austenit während des partitionierenden Glühens wird der vorhandene Restaustenit stabilisiert, was das Einstellen eines Restaustenitanteils von mindestens 5 Vol.-% ermöglicht. Durch die Kohlenstoff-Diffusion während der BH-Behandlung wird der BH-Effekt verstärkt, was eine Erhöhung des BH-Werts bewirkt. Mindestens 75 % des im Stahlflachprodukt vorhandenen Martensits sind angelassener Martensit, weil nur so genügend Martensit für eine ausreichende Restaustenitstabilisierung während des partitionierenden Glühens zur Verfügung steht. Dabei liegt bei mindestens 90 % der Martensitlanzetten eine Martensit- lanzetten breite von höchstens 1000 nm vor. Die geringe Lanzettenbreite von höchstens 1000 nm führt beim partitionierenden Glühen zu kurzen Diffusionswegen, wodurch eine gezielte lokale Stabilisierung des Restaustenits möglich ist.
Die Martensitlanzettenlänge ist auf höchstens 7,5 μιτι begrenzt, um eine gute Umformbarkeit zu gewährleisten. Da die Lanzetten mit einem definierten Verhältnis von Länge zu Breite wachsen, ist die Breite begrenzt, was sich vorteilhaft auf die Diffusion des Kohlenstoffs auswirkt.
Insofern nicht anders erwähnt, sind die Angaben zu den Gefügeanteilen für die Gefügebestandteile Martensit, Ferrit und Bainit vorliegend auf Flächen-% und für Restaustenit auf Vol.-% bezogen. Aufgrund der Feinheit der Gefügestrukturen empfiehlt es sich, die Gefügeuntersuchungen einschließlich der Bestimmung der Martensitlanzettenlänge und -breite an einem Rasterelektronenmikroskop (REM) bei 5000facher Vergrößerung durchzuführen. Als geeignete Methode zur quantitativen Bestimmung des Restaustenits empfiehlt sich eine Untersuchung mittels Röntgenbeugung (XRD) nach ASTM E975.
Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines für eine Bake-Hardening- Behandlung geeigneten höchstfesten Stahlflachprodukts umfasst mindestens folgende Arbeitsschritte: a) Bereitstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts, welches aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0, 1 - 0,5 % C, 1,0 - 3,0 % Mn, 0,5 - 2,0 % Si, 0,01 - 1,5 % AI, 0,001 - 0,008 % N, bis zu 0,02 % P, bis zu 0,005 % S sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente: 0,01 - 1,0 % Cr, 0,01 - 0,2 % Mo, 0,001 - 0,01 % B sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % V, Ti und Nb besteht, wobei der Ti- Anteil nicht mehr als 0, 10% beträgt; b) Beizen des warmgewalzten Stahlflachprodukts; c) Kaltwalzen des Stahlflachprodukts mit einem Kaltwalzgrad von mindestens 37 %; d) Erwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Haltezonentemperatur THZ, welche oberhalb der A3-Temperatur des Stahls liegt und höchstens 950 °C beträgt, wobei das Aufheizen bis zu einer 200 - 400 °C betragenden Wendetemperatur TW mit einer Aufheizgeschwindigkeit ThetaH l von 5 - 50 K/s und oberhalb der Wendetemperatur TW mit einer Aufheizgeschwindigkeit ThetaH2 von 2 - 10 K/s erfolgt; e) Halten des Stahlflachprodukts für 5 - 15 s auf der Haltezonentemperatur THZ; f) optionales Abkühlen des Stahlflachprodukts innerhalb von 30 - 300 Sekunden von der Haltezonentemperatur THZ auf eine mindestens 620 und höchstens 720°C betragende Zwischentemperatur TLK; g) Abkühlen des Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate ThetaQ von mehr als durchschnittlich 5 K/s auf eine Kühlstopptemperatur TAB, welche zwischen der Martensitstarttemperatur TMS und einer Temperatur, die bis zu 175 °C kleiner als TMS ist, liegt; h) Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur TAB für 10 - 60
Sekunden; i) Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer Aufheizrate ThetaBl, welche 1 - 80 K/s beträgt, auf eine 350 - 500 °C betragende Behandlungstemperatur TB und optionales isothermes Halten des Stahlflachprodukts auf der Behandlungstemperatur TB, wobei die Zeit für das Erwärmen und das optionale isotherme Halten insgesamt 10 - 1000 Sekunden beträgt; j) Abkühlen des Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate ThetaB2 von mehr als 5 K/s und weniger als 500 K/s auf Raumtemperatur; k) optionales Beschichten des Stahlflachprodukts in einem Schmelzbad entweder kl) mittels Schmelztauchbeschichten vor dem Abkühlen in Arbeitsschritt j) oder k2) mittels elektrolytischem Beschichten nach dem Abkühlen in Arbeitsschritt j).
In Arbeitsschritt a) wird ein warmgewalztes Stahlflachprodukt bereitgestellt, das aus einem Stahl der in Arbeitsschritt a) genannten Zusammensetzung besteht.
Das warmgewalzte Stahlflachprodukt wird vor dem Kaltwalzen gebeizt. Das Beizen in Arbeitsschritt b) erfolgt auf konventionelle Art und Weise.
Das Kaltwalzen in Arbeitsschritt c) soll erfindungsgemäß mit einem Kaltwalzgrad von mindestens 37 % erfolgen. Unter dem Kaltwalzgrad KWG wird vorliegend die Dickenreduktion, die durch das Kaltwalzen des Stahlflachprodukts erfolgt, verstanden. Der KWG lässt sich mit folgender Beziehung beschreiben:
KWG = (h0 - h l) / h0
wobei hO die Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen in mm ist und h l die Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen in mm ist. Sollte das Stahlflachprodukt nach dem Beizen und vor dem Aufheizen in Arbeitsschritt d) mehrere Kaltwalzvorgänge oder Kaltwalzstiche erfahren, so ist KWG auf den Gesamtkalt- walzgrad bezogen, d.h. hO ist die Dicke des Stahlflachprodukts vor dem ersten Kaltwalzvorgang oder Kaltwalzstich in mm und h l ist die Dicke des Stahlflachprodukts nach dem letzten Kaltwalzvorgang oder Kaltwalzstich in mm. Durch ein Kaltwalzen mit einem KWG von mindestens 37 % wird eine mechanische Homogenisierung sowie eine Reduzierung der Korngröße und damit ein feinkörniges Gefüge eingestellt. Aufgrund des hohen Kaltwalzgrades sowie der Ausscheidungsvorgänge und des daraus resultierenden feinen Ausgangsgefüges vor dem Glühen liegt bereits vor der Abkühlung ein sehr feinkörniges Austenitgefüge vor. Hierbei fungieren die Korngrenzen als Hindernis für das Wachstum der Martensitlanzetten und der kurze Abstand zwischen den Korngrenzen in einem feinen Gefüge führt zu kürzeren und schmaleren Lanzetten. Beim Abschrecken entsteht so ein Gefüge aus feinsten Martensitlanzetten mit dazwischen eingelagertem Restaustenit. Dies führt im an- schließenden Behandlungsschritt zu kurzen Diffusionswegen, wodurch eine gezielte lokale Stabilisierung des Restaustenits möglich ist.
Es wurde erkannt, dass durch Kaltwalzgrade von 37 % oder mehr viele Keimstellen für die Bildung von Austenit während des austenitisierenden Glühens zur Verfügung gestellt werden, sodass während des Austenitisierens ein feinkörniges austenitisches Gefüge entsteht. Die Korngröße des austenitischen Gefüges kann weiter reduziert werden, wenn der Kaltwalzgrad mindestens 42 % beträgt. Aus anlagentechnischen Gründen ist der Kaltwalzgrad typischerweise auf 85 % begrenzt.
Das Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts in Arbeitsschritt d) auf eine Haltezonentemperatur THZ erfolgt zunächst bis zum Erreichen einer Wendetemperatur TW, welche 200 - 400 °C beträgt, mit einer Aufheizgeschwindigkeit ThetaH l von 5 - 50 K/s. Oberhalb der Wendetemperatur TW erfolgt das Aufheizen bis zum Erreichen der Haltezonentemperatur THZ mit einer Aufheizgeschwindigkeit ThetaH2 von 2 - 10 K/s. Dabei kann das Aufheizen auch einstufig erfolgen, d.h. die Aufheizgeschwindigkeiten ThetaH l und ThetaH2 werden auf den gleichen Wert eingestellt.
Das Stahlflachprodukt wird auf eine Haltezonentemperatur THZ erwärmt, welche oberhalb der A3-Temperatur des Stahls liegt, um eine vollständige Gefügeumwandlung in den Austenit zu ermöglichen. Die A3-Temperatur ist analysenabhängig und kann mit Hilfe der folgenden empirischen Gleichung abgeschätzt werden:
A3[°C] = 910-203*V%C-15,2%Ni+44,7%Si+31,5%Mo-21, l%Mn mit %C=C-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Ni=Ni-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Si=Si-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mo=Mo-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mn=Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%. Die Haltezonentemperatur THZ kann auch als Austenitisierungstemperatur und das Glühen bei THZ auch als Austenitisieren bezeichnet werden. Die Haltezonentemperatur ist aus Kostengründen auf höchstens 950 °C beschränkt.
Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt e) für eine Haltedauer tHZ von mindestens 5 Sekunden auf der Haltezonentemperatur THZ gehalten, um eine vollständige Austenitisierung zu gewährleisten. Die Haltedauer tHZ soll 15 Sekunden nicht überschreiten, um die Bildung eines groben Austenitkorns sowie ein unregelmäßiges Austenitkornwachstum zu vermeiden. Ziel des Austenitisierens ist die Einstellung eines feinen und regelmäßigen Austenitkorns, da sich ein solches Gefüge günstig auf den BH-Wert auswirkt.
Von der Haltezonentemperatur THZ kann das Stahlflachprodukt optional in Arbeitsschritt f) zunächst langsam auf eine Zwischentemperatur TLK abgekühlt werden, die 620 °C oder mehr beträgt. TLK ist nicht tiefer als 620 °C, um eine Phasenumwandlung in Ferrit zu vermeiden. Aus demselben Grund ist die Dauer tl_K der Abkühlung von THZ auf TLK auf 30 - 300 Sekunden begrenzt.
Nach dem optionalen langsamen Abkühlen des Stahlflachprodukts in Arbeitsschritt f) oder bereits nach dem Halten des Stahlflachprodukts auf der Haltezonentemperatur THZ in Arbeitsschritt e) wird das Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt g) mit einer im Vergleich zur Abkühlrate in Arbeitsschritt f) höheren Abkühlrate ThetaQ von mehr als 5 K/s auf eine Kühlstopptemperatur TAB abgekühlt. Wegen der hohen Abkühlrate wird eine solche Abkühlung auch als Abschrecken oder zur Unterscheidung des Abschreckens nach dem partitionierenden Glühen wird das Abschrecken in Arbeitsschritt g) auch als erstes Abschrecken bezeichnet. Die Abkühlungsgeschwindigkeit von der Zwischentemperatur TLK auf die Kühlstopptemperatur TAB beträgt mehr als 5 K/s, um für die erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzungen sowohl die Umwandlung des Austenits in Ferrit als auch in Bainit zu vermeiden. Dies gelingt bei höheren Abkühlungsraten noch sicherer, weshalb die Abkühlungsrate ThetaQ bevorzugt auf mehr als 20 K/s eingestellt wird. Die Abkühlrate ThetaQ ist anlagentechnisch auf Werte von höchstens 500 K/s, bevorzugt höchstens 100 K/s, begrenzt. Die Kühlstopptemperatur TAB liegt zwischen der Martensitstarttemperatur TMS und einer Temperatur, die bis zu 175 °C kleiner als TMS ist ((TMS-175°C) < TAB < TMS). Unter der Martensitstarttemperatur TMS wird dabei die Temperatur verstanden, bei welcher die Umwandlung von Austenit in Martensit beginnt. Die Martensitstarttemperatur kann mit Hilfe der folgenden Gleichung abgeschätzt werden:
TMS[°C] = 539°C+(-423%C-30,4%Mn-7,5%Si+30%AI) °C/Gew.-% mit %C=C-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mn=Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Si=Si-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %AI=AI-Gehalt des Stahls in Gew.-%.
Da die Umwandlung von Austenit in Martensit nicht schlagartig sondern zeitabhängig erfolgt, kann der Umfang der Umwandlung, d.h. der Martensitanteil, über die Haltezeit tQ, mit welcher das Stahlflachprodukt auf Kühlstopptemperatur TAB gehalten wird, gesteuert werden. Die Haltezeit tQ in Arbeitsschritt h) beträgt mindestens 10 Sekunden, um eine ausreichende Umwandlung des Austenits in Martensit zu gewährleisten. Bezogen auf das gesamte Gefüge sollte der Anteil des Martensits, der durch das erste Abschrecken nach dem Austenitisieren entsteht, mindestens 60 Flächen-% betragen. Die Haltezeit tQ sollte nicht mehr als 60 Sekunden betragen, um eine vollständige Umwandlung in Martensit zu vermeiden und einen Restaustenit- anteil von mindestens 5 Vol-% im Gefüge des Stahlflachprodukts bei Raumtemperatur zu gewährleisten.
In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt mit einer Aufheizrate ThetaBl auf eine Behandlungstemperatur TB erwärmt und optional auf TB gehalten, um den nach Arbeitsschritt h) vorliegenden Restaustenit mit Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit, welcher durch das erste Abschrecken gebildet wurde, anzureichern. Die Umverteilung des Kohlenstoffs, welche auch als Partitionieren bezeichnet werden kann, erfolgt dabei während der Aufheizphase auf TB. Wird das Stahlflachprodukt anschließend zudem auch noch isotherm auf TB gehalten, so erfolgt ein Partitionieren zusätzlich auch während des optionalen isothermen Haltens. Das Erwärmen auf Behandlungstemperatur TB und das anschließende optionale Halten auf der Behandlungstemperatur TB werden auch als partitionierendes Glühen oder auch als Partitioning bezeichnet. Um eine ausreichende Umverteilung des Kohlenstoffs zu ermöglichen, erfolgt das Erwärmen mit einer Aufheizrate von mindestens 1 K/s und höchstens 80 K/s. Die Behandlungstemperatur TB beträgt 350 - 500 °C, um die Bildung von Karbiden und den Zerfall von Restaustenit zu vermeiden. Zudem beträgt die gesamte Behandlungszeit tBT mindestens 10 und höchstens 1000 Sekunden, ebenfalls um eine ausreichende Umverteilung des Kohlenstoffs zu gewährleisten. Die gesamte Behandlungszeit tBT setzt sich aus der Zeit, die für das Erwärmen benötigt wird und gegebenenfalls der Zeit, die für das optionale isotherme Halten verwendet wird, zusammen.
Anschließend wird das Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt j) mit einer Abkühlrate ThetaB2 auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Abkühlrate ThetaB2 beträgt mehr als 5 K/s, bevorzugt mehr als 20 K/s, um die Bildung von Martensit zu ermöglichen. Dieser Abkühlschritt kann aufgrund der hohen Abkühlrate ebenfalls als Abschrecken bezeichnet werden. Zur Unterscheidung von dem in Arbeitsschritt g) durchgeführten ersten Abschrecken wird das Abschrecken in Arbeitsschritt j) auch als zweites Abschrecken bezeichnet. Die Abkühlrate ThetaB2 ist anlagentechnisch auf werte von höchstens 500 K/s, bevorzugt höchstens 100 K/s, begrenzt.
Das Stahlflachprodukt kann zusätzlich optional einer Beschichtungsbehandlung (Arbeitsschritt k)) unterzogen werden. Die Beschichtungsbehandlung kann entweder als Schmelztauchbeschichten (Arbeitsschritt kl)) oder als elektrolytisches Beschichten (Arbeitsschritt k2)) ausgeführt werden. Erfolgt ein Schmelztauchbeschichten (Arbeitsschritt kl)), so durchläuft das Stahlflachprodukt nach dem Partitionieren in Arbeitsschritt i) und vor dem Abkühlen in Arbeitsschritt j) ein Beschichtungsbad mit einer auf Zink basierenden Schmelzbadzusammensetzung. Die Temperatur des Schmelzbads beträgt dabei bevorzugt 450 - 500 °C.
Alternativ zum Aufbringen einer Beschichtung mittels Schmelztauchbeschichten kann das Stahlflachprodukt einem elektrolytischen Beschichten (Arbeitsschritt k2)) unterzogen werden. Das elektrolytische Beschichten erfolgt dabei im Unterschied zum Schmelztauchbeschichten nicht vor, sondern erst nach dem Abkühlen des Stahlflachprodukts in Arbeitsschritt j).
Die Beschichtungsbehandlung der Arbeitsschritte kl) oder k2) erfolgt bevorzugt in einem kontinuierlichen Verfahren. Eine mögliche Schmelzbadzusammensetzung kann aus bis zu 1 Gew.-% AI, Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen bestehen. Eine weitere mögliche Schmelzbadzusammensetzung kann aus 1-2 Gew.-% AI, 1-2 Gew.-% Mg, Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen bestehen. Durch die Beschichtungsbehandlung wird auf mindestens einer Seite des Stahlflachprodukts ein Korrosionsschutzüberzug auf das Stahlflachprodukt aufgebracht. Das beschichtete Stahlflachprodukt kann ebenfalls optional einer Galvannealingbehandlung unterzogen werden.
Das erfindungsgemäße Verfahren kann im kontinuierlichen Durchlauf in hierzu üblicherweise vorgesehenen Glühanlagen oder Bandbeschichtungsanlagen durchgeführt werden.
Bei erfindungsgemäßem Vorgehen insbesondere bei Einhalten des Kaltwalzgrades KWG, der Abkühlrate ThetaQ der schnellen Abkühlung nach dem Austenitisieren und der Haltezeit tQ ergibt sich ein Gefüge, welches eine sehr feine Martensitstruktur aufweist. Diese Martensitstruktur zeichnet sich durch eine besondere Feinkörnigkeit mit geringer Lanzettenbreite aus. Der hohe Kaltwalzgrad sowie die karbidischen und nitridischen Ausscheidungen führen zu einem feinkörnigen Ausgangsgefüge für das austenitisierende Glühen. Bei erfindungsgemäßem Vorgehen wird eine Kornver- gröberung während des Austenitisierens vermieden, sodass bereits vor dem dem Austenitisieren nachfolgenden Abkühlen ein sehr feinkörniges Gefüge vorliegt. Die zahlreichen Korngrenzen des feinen Gefüges behindern das Wachstum der Martensitlanzetten. Die kurzen Abstände zwischen den Korngrenzen des feinkörnigen Gefüges führen zu kurzen und schmalen Martensitlanzetten. Durch die schnelle Abkühlung mit Abkühlraten ThetaQ von mehr als 5 K/s entsteht daraus ein Gefüge aus sehr feinen Martensitlanzetten mit dazwischen eingelagertem Restaustenit. Ein solches Gefüge stellt für den Glühprozess des anschließenden Arbeitsschritts i) kurze Diffusionswege für den Kohlenstoff zur Verfügung und ermöglicht somit eine gezielte lokale Stabilisierung des Restaustenits.
Gleichzeitig steht jedoch weiterhin ausreichend Kohlenstoff aus dem nicht angelassenen Martensit und aus dem bei der Umformung gebildeten, verformungs- induzierten Martensit für die nachgeschaltete BH-Behandlung zur Anlagerung an die Versetzungen zur Verfügung. Durch das nach dem partitionierendem Glühen vorliegende feine Gefüge sind die Diffusionswege in den angelassenen Martensit hinein im Rahmen der späteren BH-Behandlung kurz genug, um auch bei niedrigen BH-Temperaturen und kurzen BH-Behandlungszeiten einen hohen BH-Effekt erzielen zu können.
Die durch die vorliegende Erfindung zur Verfügung gestellten Stahlflachprodukte eignen sich besonders für Weiterverarbeitungsprozesse, die einen Kaltumform- prozess und eine anschließende Wärmebehandlung bei Temperaturen unterhalb von 300 °C umfassen. Beispielhaft sei hier die Herstellung von Bauteilen für Automobilanwendungen genannt. Stahlflachprodukte werden dabei zu Bauteilen umgeformt, zum Beispiel mittels kathodischer Tauchlackierung (KTL) lackiert und in einem weiteren Prozessschritt einer Wärmebehandlung zum Beispiel während des Lackeinbrennens unterzogen. Die Wärmebehandlung erfolgt üblicherweise als Erwärmung innerhalb eines Temperaturbereichs von typischerweise 120 bis 250 °C für einen Zeitraum von typischerweise 3 bis 40 Minuten. Für derartige Anwendungen sind die vorliegend erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte besonders geeignet. Allerdings können die vorteilhaften Eigenschaften der erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte auch für Produkte, die keiner Vorverformung unterzogen wurden, genutzt werden.
Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert:
Zur Erprobung wurden fünf Schmelzen A-E der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erzeugt, aus welchen auf konventionelle Weise 10 Warmbänder mit einer Dicke von 1,8-2,5 mm erzeugt wurden. Dabei entsprechen die Schmelzen C und E den erfindungsgemäßen Vorgaben für die Stahlzusammensetzung, wohingegen die Schmelzen A, B und D zu geringe Si-Gehalte aufweisen.
Die Warmbänder wurden auf konventionelle Weise gebeizt und mit den in Tabelle 2a angegebenen Kaltwalzgraden "KWG" zu Kaltbändern verarbeitet. Die weitere Fertigung der Kaltbänder erfolgte entsprechend der in Tabelle 2a und Tabelle 2b gemachten Angaben. Dabei wurden die Kaltbänder jeweils mit einer ersten, schnelleren Aufheizrate "ThetaH l" auf eine Wendetemperatur "TW" erwärmt und dann mit einer zweiten, langsameren Aufheizrate "ThetaH2" auf Haltezonentemperatur "THZ" gebracht, auf welcher sie für die Dauer "tHZ" gehalten wurden. Danach wurden die Kaltbänder aus den Versuchen 1-9 zunächst langsam innerhalb einer Zeitspanne "tl_K" auf eine Zwischentemperatur "TLK" abgekühlt, dann von der Zwischentemperatur "TLK" mit einer Abkühlrate "ThetaQ" schnell auf eine Kühlstopptemperatur "TAB" abgeschreckt, auf welcher sie für eine Dauer "tQ" gehalten wurden. Das Kaltband des Versuchs 10 wurde ohne langsame Abkühlung direkt mit einer Abkühlrate "ThetaQ" schnell auf die Kühlstopptemperatur "TAB" abgeschreckt und auf dieser Temperatur für die Dauer "tQ" gehalten. Anschließend wurden die Stahlflachprodukte über eine Zeit "tBT" einem Partitioning unterzogen, wobei sie mit einer Aufheizrate "ThetaBl" auf die Partitioningtemperatur "TB" erwärmt wurden. Abschließend wurden die Stahlflachprodukte mit einer Abkühlrate "ThetaB2" auf Raumtemperatur abgeschreckt. Es wurden 10 Versuche durchgeführt, von denen die Versuche 4, 8 und 10 den Vorgaben der Erfindung genügen.
Von den Versuchen 1-10 wurden Proben entnommen, an welchen das Gefüge untersucht und die mechanischen Eigenschaften geprüft wurden. Die Ergebnisse der Gefügeuntersuchungen sind in Tabelle 3 angegeben und die Ergebnisse der Prüfungen der mechanischen Eigenschaften sind in Tabelle 4 angegeben. Dabei bezeichnet "MA" den Anteil angelassenen Martensits am gesamten Gefüge, "M" den Anteil nicht angelassenen Martensits am gesamten Gefüge, "F" den Anteil Ferrits, "B" den Anteil Bainits, "RA" den Anteil Restaustenits. Die Begriffe Lanzettenlänge und Lanzettenbreite beziehen sich auf die Strukturen des Martensits. Die Gefügeuntersuchungen erfolgten an Querschliffen bei l/3t-Lage, d.h. an Schliffen, welche bei einem Drittel der Blechdicke entnommen wurden. Die Schliffe wurden für eine rasterelektronenmikroskopische (REM) Untersuchung präpariert und mit einer 3%-Nital-Ätzung behandelt. Aufgrund der Feinheit der Gefügestrukturen wurde das Gefüge mittels REM-Betrachtung bei 5000facher Vergrößerung charakterisiert. Die quantitative Bestimmung des Restaustenits wurde mittels Röntgenbeugung (XRD) nach ASTM E975 durchgeführt.
Die Prüfung der mechanischen Eigenschaften Dehngrenze "Rp02", Zugfestigkeit "Rm" und Dehnung "A80" erfolgte gemäß DIN EN ISO 6892:2009 an Proben, die keiner BH-Behandlung unterzogen wurden. Zur Prüfung der BH-Eigenschaften wurden Proben aus denselben Stahlflachprodukten entnommen und mit einer Vorverformung von 2% beaufschlagt und für 20 Minuten bei 170 °C angelassen. Die Prüfung des Bake-Hardening-Werts "BH2" erfolgte gemäß DIN EN 10325:2006. Die Prüfung der nach der BH-Behandlung vorliegenden Dehnung "A80_BH", welche auch als Restdehnung bezeichnet wird, erfolgte gemäß DIN EN ISO 6892:2009.
Die Versuche zeigen, dass die Differenz der Dehngrenze Rp02 vor der BH- Behandlung und der Streckgrenze nach der BH-Behandlung mit zunehmender Festigkeit des Stahlflachprodukts tendenziell zunimmt. Dies lässt sich auf den höheren Martensitanteil der höherfesten Proben zurückführen. Bei vergleichbarer Festigkeit und Dehnung A80 weisen die erfindungsgemäßen Proben 4 und 8 einen höheren BH-Wert "BH2" und eine deutlich bessere Restdehnung "A80_BH" auf als ihre nicht erfindungsgemäß aus gleicher Schmelze hergestellten Vergleichsproben 5 und 9.
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.
Tabelle 1
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben Tabelle 2a
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben * Keine Langsamkühlung durchgeführt
Tabelle 2b
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben. "Sp." steht für Spuren, d.h. Gefügeanteile von höchstens 2 Flächen-%. Angaben zu MA, M, F, B in Flächen-%. Angaben zu RA in Vol.-%.
Tabelle 3
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.
Tabelle 4

Claims

PATENTANSPRÜ CH E
1. Für eine Bake-Hardening-Behandlung geeignetes höchstfestes Stahlflachprodukt, das aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,1-0,5%,
Si: 0,5 - 2,0 %,
Mn: 1,0-3,0%,
AI: 0,01 - 1,5%,
N: 0,001 -0,008%,
P: < 0,02 %,
S: < 0,005%,
sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente Cr: 0,01 - 1,0 %, Mo: 0,01 -0,2%, B: 0,001 - 0,01 %,
sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % V, Ti und Nb, wobei der Ti-Anteil nicht mehr als 0,10 % beträgt,
besteht, wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das aus
- nicht mehr als 15 Flächen-% Ferrit,
- nicht mehr als 5 Flächen-% Bainit,
- mindestens 5 Volumen-% Restaustenit und
- mindestens 80 Flächen-% Martensit, von welchem mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit ist,
besteht, wobei bezogen auf den gesamten Anteil Martensit im Gefüge dieser für mindestens 90% des Martensits eine Martensitlanzettenlänge von höchstens 7,5 μιτι und eine Martensitlanzettenbreite von höchstens 1000 nm aufweist.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffgehalt mindestens 0,14 Gew.-% beträgt.
3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 oder 2 dadurch gekennzeichnet, dass die Summe des Si-Gehalts und der Hälfte des AI-Gehalts mindestens 0,9 Gew.-% beträgt.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass der Si-Gehalt mindestens 0,5 Gew.-% beträgt.
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass der Si-Gehalt mindestens 0,9 Gew.-% beträgt.
6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass der AI-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts mindestens 0,02 Gew.-% beträgt.
7. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass der AI-Gehalt des Stahls des Stahlflachprodukts mindestens 0,2 Gew.-% beträgt.
8. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass es eine Dehngrenze Rp02 von über 700 MPa oder eine Streckgrenze ReH von über 700 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 950 - 1500 MPa, eine Dehnung A80 von 7 - 25 % und einen BH2-Wert, der nach einer Vorverformung von 2% und einem Anlassen für 20 Minuten bei 170°C gemäß DIN EN 10325:2006 bestimmt wird, von mindestens 80 MPa aufweist.
9. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet, dass es mindestens auf einer Seite mit einem auf Zink basierendem Korrosionsschutzüberzug versehen ist.
10. Verfahren zum Herstellen eines für eine Bake-Hardening-Behandlung geeigneten höchstfesten Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte:
a) Bereitstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts, welches aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%)0, 1 - 0,5 % C, 1,0 - 3,0 % Mn, 0,5 - 2,0 % Si, 0,01 - 1,5 % AI, 0,001 - 0,008 % N, bis zu 0,02 % P, bis zu 0,005 % S sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente: 0,01 - 1,0 % Cr, 0,01 - 0,2 % Mo, 0,001 - 0,01 % B sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % V, Ti und Nb, wobei der Ti-Anteil nicht mehr als 0, 10 % beträgt, besteht;
b) Beizen des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
c) Kaltwalzen des Stahlflachprodukts mit einem Kaltwalzgrad von mindestens 37 %;
d) Erwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Haltezonentemperatur THZ, welche oberhalb der A3-Temperatur des Stahls liegt und höchstens 950 °C beträgt, wobei das Aufheizen bis zu einer 200 - 400 °C betragenden Wendetemperatur TW mit einer Aufheizgeschwindigkeit ThetaH l von 5 - 50 K/s und oberhalb der Wendetemperatur TW mit einer Aufheizgeschwindigkeit ThetaH2 von 2 - 10 K/s erfolgt;
e) Halten des Stahlflachprodukts für 5 - 15 s auf der Haltezonentemperatur THZ; f) optionales Abkühlen des Stahlflachprodukts innerhalb von 30 - 300 Sekunden von der Haltezonentemperatur THZ auf eine mindestens 620 und höchstens 720°C betragende Zwischentemperatur TLK;
g) Abkühlen des Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate ThetaQ von mehr als durchschnittlich 5 K/s auf eine Kühlstopptemperatur TAB, welche zwischen der Martens itstarttemperatur TMS und einer Temperatur, die bis zu 175 °C kleiner als TMS ist, liegt;
h) Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur TAB für 10 - 60 Sekunden;
i) Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer Aufheizrate ThetaBl, welche 1 - 80 K/s beträgt, auf eine 350 - 500 °C betragende Behandlungstemperatur TB und optionales isothermes Halten des Stahlflachprodukts auf der Behandlungstemperatur TB, wobei die Zeit für das Erwärmen und das optionale isotherme Halten insgesamt 10 - 1000 Sekunden beträgt;
j) Abkühlen des Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate ThetaB2 von mehr als
5 K/s und weniger als 500 K/s auf Raumtemperatur
k) optionales Beschichten des Stahlflachprodukts in einem Schmelzbad
entweder
kl) mittels Schmelztauchbeschichten vor dem Abkühlen in Arbeitsschritt j) oder k2) mittels elektrolytischem Beschichten nach dem Abkühlen in Arbeitsschritt j)-
11. Verfahren nach Anspruch 10 dadurch gekennzeichnet, dass der Kaltwalzgrad in Arbeitsschritt c) mindestens 42 % beträgt.
12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11 dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt k) ein auf Zink basierendes Schmelzbad durchläuft.
13. Verfahren nach Anspruch 12 dadurch gekennzeichnet, dass die Schmelzbadzusammensetzung in Arbeitsschritt k) aus 1-2 Gew.-% AI, 1-2 Gew.-% Mg, Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen besteht.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 13 dadurch gekennzeichnet, dass die optionale Beschichtungsbehandlung in Arbeitsschritt k) in einem kontinuierlichen Ablauf erfolgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 14 dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlrate ThetaB2 in Arbeitsschritt j) mehr als 20 K/s beträgt.
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