EP3692178A1 - Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus diesem mehrphasenstahl - Google Patents

Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus diesem mehrphasenstahl

Info

Publication number
EP3692178A1
EP3692178A1 EP18779642.0A EP18779642A EP3692178A1 EP 3692178 A1 EP3692178 A1 EP 3692178A1 EP 18779642 A EP18779642 A EP 18779642A EP 3692178 A1 EP3692178 A1 EP 3692178A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel
strip
content
final thickness
weight
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
EP18779642.0A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP3692178B1 (de
Inventor
Thomas Schulz
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Salzgitter Flachstahl GmbH
Original Assignee
Salzgitter Flachstahl GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Salzgitter Flachstahl GmbH filed Critical Salzgitter Flachstahl GmbH
Publication of EP3692178A1 publication Critical patent/EP3692178A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP3692178B1 publication Critical patent/EP3692178B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/561—Continuous furnaces for strip or wire with a controlled atmosphere or vacuum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/221—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by cold-rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/225—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by hot-rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/32—Soft annealing, e.g. spheroidising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a high-strength multi-phase steel with dual-phase structure or complex phase structure and small amounts of retained austenite with
  • the invention further relates to a method for producing steel strips from such a steel according to claim 25 and to steel strips produced therewith according to claim 38. More particularly, the invention relates to steels with a tensile strength in the range of at least 980 MPa, in the un-tempered state, for the production of components which have an improved formability, such as with regard to a hole widening and improved joining suitability, such as, for example, welding properties.
  • the steel suppliers contribute by providing high strength steels. Task invoice. In addition, by providing
  • Welding and / or surface post-treatment such as phosphating and cathodic dip painting, as well as the manufacturing processes of the primary supplier, such as surface finishing by metallic or organic coating.
  • Hole expanding capability is a material property that describes the resistance of the material to crack initiation and crack propagation during forming operations in near edge areas, such as collaring.
  • the Lochetzweite pulp is normatively regulated, for example, in ISO 16630. Thereafter, prefabricated, for example punched in a sheet holes are widened by means of a mandrel.
  • the measured quantity is the change in the diameter of the hole in relation to the initial diameter at which the first crack occurs through the sheet at the edge of the hole.
  • An improved edge crack resistance means an increased formability of the sheet edges and can be described by an increased Lochetzweit43. This fact is under the synonyms “Low Edge Crack” (LEC) or known as “High Hole Expansion” (HHE) and xpand®.
  • LOC Low Edge Crack
  • HHE High Hole Expansion
  • the bending angle describes a material property, which gives conclusions on the material behavior in forming operations with dominant bending components (for example, when folding) or in crash loads. Increased bending angles thus increase passenger compartment safety.
  • the determination of the bending angle (a) is normatively regulated, for example, via the platelet bending test in VDA 238-100.
  • the failure behavior or the fracture pattern of the weld can be improved by a clear alloying with micro-alloying elements, in low-carbon steels with lowered carbon equivalent.
  • High-strength components must be sufficiently resistant to hydrogen
  • AHSS Advanced High Strength Steels
  • dual-phase steels consist of a ferritic basic structure in which a martensitic second phase is incorporated. It has been found that in low-carbon, micro-alloyed steels shares further phases such as bainite and retained austenite advantageous for example the Lochetzweit , the bending behavior and the hydrogen-induced
  • the bainite can here in different
  • multi-phase steels are also used in the automotive industry, such as complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, bainitic steels and martensitic steels which have different structural compositions.
  • Complex-phase steels are, according to EN 10346, steels which contain small amounts of martensite, retained austenite and / or pearlite in a ferritic / bainitic matrix, whereby a pronounced grain refining is effected by delayed recrystallization or by precipitation of micro-alloying elements.
  • Ferritic-bainitic steels are according to EN 10346 steels containing bainite or solidified bainite in a matrix of ferrite and / or solidified ferrite. The strength of the matrix is brought about by a high dislocation density, grain refining and the excretion of micro-alloying elements.
  • Dual-phase steels are, according to EN 10346, steels with a ferritic basic structure, in which a martensitic second phase is insular, occasionally also with proportions of bainite as second phase.
  • TRIP steels are according to EN 10346 steels with a predominantly ferritic Basic structure in which bainite and retained austenite is embedded, which can transform to martensite during transformation (TRIP effect). Because of its strong work hardening, the steel achieves high levels of uniform elongation and
  • the high-strength steels with single-phase structure include, for example, bainitic and martensitic steels.
  • Bainitic steels are according to EN 10346 steels, which are characterized by a very high
  • the microstructure typically consists of bainite. Occasionally small fractions of other phases, such as, for example, martensite and ferrite, may be present in the microstructure.
  • Martensitic steels are, according to EN 10346, steels which contain small amounts of ferrite and / or bainite in a matrix of martensite due to thermomechanical rolling. This steel grade is characterized by a very high yield strength and tensile strength at a sufficiently high elongation for cold forming processes. Within the group of multiphase steels, the martensitic steels have the highest tensile strength values. The suitability for thermoforming is limited.
  • the martensitic steels are mainly suitable for bending forming processes, such as roll forming.
  • air hardening Hardening in air to bainite or martensite, the process is called "air hardening.” A tempering after hardening can have a specific effect on the strength / toughness ratio.
  • Multi-phase structure is not possible without restrictions, such as for the heat treatment before cold rolling. In areas with different sheet thicknesses, a homogeneous multi-phase microstructure in cold- as well as hot-rolled steel strips can not be set due to a temperature gradient occurring in the common process windows.
  • the cold-rolled steel strips are usually, for economic reasons, re-annealed in a continuous annealing process to form a thin sheet that can be readily formed.
  • the process parameters such as throughput speed, annealing temperatures and cooling rate, are set according to the required mechanical and technological properties with the necessary structure.
  • the above-mentioned properties are significantly influenced by, for example, the steel compositions, the process parameters during hot rolling, the process parameters during pickling (for example, the stretch bend density) and the process parameters during cold rolling even before the continuous annealing.
  • the steel composition is determined by analytical rules defining MIN and MAX ranges.
  • the process parameters during hot rolling such as standard slab thickness, slab lay time, slab discharge temperature, pre-strip rolling pass schedule, standard pre-strip thickness, hot strip line entry temperature, hot rolling pass schedule, final roll temperature, hot strip cooling pattern, coiler temperature, are set.
  • an optional stretch bending (stretching) affects the subsequent process step.
  • the hot strip thickness for the presentation of a cold rolling thickness by a standard Kaltabwalzgrad already during the order conversion in the technical specifications (process parameters) are determined.
  • the thickness of the pre-strip in the hot rolling process describes the initial thickness prior to entering the multi-stand hot strip mill, wherein the pre-strip was reversibly made in several passes (passes) from a slab with a defined standard thickness.
  • Typical slab thicknesses are between 250 mm and 300 mm (standard 250 mm, further considered here), the pre-strip thicknesses usually range between 40 mm to 60 mm for the multiphase steels.
  • the pre-strip thicknesses for the subsequent hot rolling are relatively constant, depending on the material composition, for example at 45 mm (called standard here).
  • the rolling degree during cold rolling (cold rolling degree) describes the percentage ratio of the difference between the hot strip starting thickness and the finished cold strip thickness based on the hot strip exit thickness.
  • Kaltabwalzgrade are relatively constant, they are in thicker cold tapes of about 2 mm up to about 40% and up to about 60% for cold tapes up to 1 mm thickness.
  • the critical threshold for recrystallization can not be overcome, so that a fine-grained and relatively uniform structure can not be achieved. Due to different particle sizes in the cold strip, even after recrystallization, different grain sizes appear in the final microstructure, which leads to characteristic fluctuations. Different sized grains may increase upon cooling from the oven temperature
  • the cold strip is heated in a continuous annealing furnace to a temperature at which the required microstructure formation (for example dual or complex phase structure) is established during cooling.
  • the required microstructure formation for example dual or complex phase structure
  • the annealing treatment is usually carried out in a continuous hot-dip galvanizing plant, in which the heat treatment or Annealing and the downstream galvanizing take place in a continuous process.
  • the decisive process parameter for material with a relatively constant degree of cold rolling is therefore the adjustment of the speed during continuous annealing, since the phase transformation takes place in a temperature- and time-dependent manner. ever
  • a method for producing a steel strip with different thickness over the strip length is described for example in DE 100 37 867 A1.
  • Complex-phase steels also have an even narrower process window than dual-phase steels.
  • Cold strip thickness determines the thickness of the hot strip and thus the hot strip production parameters.
  • Cold strip thickness determines the thickness of the hot strip and thus the hot strip production parameters.
  • the known alloy concepts for multiphase steels are characterized by a too narrow process window and therefore especially for cold-rolled strip production variable pre-strip thicknesses and variable Kaltabwalzgraden, as well as for flexibly rolled strips, unsuitable.
  • German Offenlegungsschrift DE 10 2012 002 079 A1 discloses a high-strength, multi-phase steel with minimum tensile strengths of 950 MPa, which indeed already has a very wide process window for the continuous annealing of hot or cold strips, but it has been shown that even with this steel neither variable pre-strip thicknesses, nor variable Kaltabwalzgrade be achieved with a single hot strip thickness (Masterwarmbanddicke) under realization of uniform material properties.
  • German Offenlegungsschrift DE 10 2015 1 1 177 A1 discloses a high-strength multiphase steel with minimum tensile strengths of 980 MPa, which already has a very wide process window for continuous annealing of hot or cold strips, as well as, for example, a single hot strip thickness (master hot strip thickness) Variable Kaltabwalzgrade, pass annealed cold strips with different thicknesses and with uniform material properties can achieve.
  • German Offenlegungsschrift DE 10 2014 017 274 A1 discloses a high-strength air-hardenable multiphase steel with minimum tensile strengths in the non-air-cured state of 950 MPa, which already has a very wide process window for the continuous annealing of hot or cold strips, as well as, for example, with a single hot strip thickness (US Pat. Masterwarmbanddicke) under realization of variable Kaltabwalzgrade, pass annealed cold strips, with different thicknesses and with uniform material properties can be achieved and is suitable for the subsequent air hardening process.
  • the goal of achieving the resulting mechanical and technological properties in a narrow range over bandwidth and strip length by the controlled adjustment of the volume fractions of the structural components has top priority and is only possible through an enlarged process window.
  • the known alloy concepts are characterized by too narrow a process window and therefore unsuitable for solving the present problem, in particular in flexibly rolled strips. With the known alloying concepts, only steels of a strength class with defined cross-sectional areas (strip thickness and strip width) can currently be represented, see above that for different strength classes and / or cross-sectional areas changed alloy concepts are necessary.
  • CEV (IIW) C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5
  • CET C + (Mn + Mo) / 10 + (Cr + Cu) / 20 + Ni / 40
  • PCM C + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5 B
  • the characteristic standard elements such as carbon and manganese, and chromium or molybdenum and vanadium considered (contents in wt .-%).
  • the prior art is also that an increase in the strength by the quantitative increase of carbon and / or silicon and / or manganese and a
  • Carbon and / or manganese content for improved cold working and performance.
  • Ratio of yield strength (Re) or yield strength (Rp0.2) to tensile strength This leads to steel developments with a comparatively large yield point interval at a normative tensile strength interval.
  • a low yield ratio (Re / Rm) is typical for a dual-phase steel and is used primarily for formability in drawing and deep drawing operations.
  • Re / Rm A higher yield ratio (Re / Rm), which is typical for complex phase steels, is also distinguished by resistance to edge cracks. This is due to the smaller differences in the strengths of each
  • Microstructure components lead back, which has a favorable effect on a homogeneous deformation in the area of the cutting edge.
  • the analytical landscape for achieving multiphase steels with minimum tensile strengths of 980 MPa is very diverse and shows very large alloy ranges in the strength-increasing elements carbon, manganese, phosphorus, aluminum and chromium and / or molybdenum, as well as in the addition of micro-alloys individually or in combinations, as well as in the material characterizing special properties, such as hole widening and lowered carbon equivalent, etc.
  • the range of dimensions is broad and lies in the thickness range from 0.50 to 3.00 mm, whereby the range between 0.80 to 2.10 mm is relevant in terms of quantity.
  • Thickness ranges below 0.50 and over 3.00 mm are conceivable.
  • Recrystallization after continuous annealing at a given Vorbanddicke for producing a Masterwarmbanddicke after hot rolling no manufacturing flexibility (s. Figure 1, process steps 6,8 and 9 are then necessary) is more in terms of achievable different cold strip thicknesses.
  • the production of different cold strip thicknesses at a constant master heat Thickness with comparable material properties on the produced cold strip due to a too small process window not possible.
  • the specification of a constant pre-strip thickness for producing a predetermined constant master hot-strip thickness additionally limits the manufacturing flexibility.
  • the invention is therefore based on the object of specifying a new alloy concept for a high-strength multiphase steel, a method for producing a steel strip from this high-strength multiphase steel and a steel strip produced by this method, with which the process window for the continuous annealing of cold strips can be expanded that from different
  • Vorbanddicken a predetermined hot strip thickness (Masterwarmbanddicke) different cold strip thicknesses or from different hot strip thicknesses a cold strip thickness (Masterkaltbanddicke) can be made.
  • variable pre-strip thicknesses before hot rolling should be used instead of constant pre-strip thicknesses.
  • the process window for the annealing, in particular continuous annealing, of cold rolled steel strip to be extended so that in addition to bands with different cross sections (jump in cross section) and steel bands over band length and possibly bandwidth varying thickness (TRB®) with the most homogeneous mechanical and technological Properties can be generated.
  • this object is achieved by a high-strength multiphase steel having a minimum tensile strength of 980 MPa with the following contents in% by weight:
  • the mechanical properties are reliably achieved in a narrow range for cold strips with variable pre-strip thickness before hot rolling, as well as variable cold rolling degrees during cold rolling.
  • variable pre-strip thicknesses the cold rolling process can be positively influenced that the steps annealing of hot strip before cold rolling, double cold rolling, annealing the cold rolled strip before the next cold rolling step, without negative consequences on the production of the above-described Masterwarmbanddicke or Masterkaltbanddicke.
  • final thickness determines the necessary hot strip thickness and a standard pre-strip thickness is necessary
  • a cold strip thickness it is also advantageously possible to produce a cold strip thickness to be achieved from different hot strip thicknesses analogously. This significantly increases flexibility in manufacturing and also reduces production costs.
  • Heat treatment can be adjusted.
  • the steel according to the invention also offers the advantage of a significantly enlarged process window compared to the known steels. This results in increased process reliability in the continuous annealing of cold strip with multi-phase structure.
  • more homogeneous mechanical and technological properties can be achieved for strips with variable degrees of cold rolling as well as in the Band or in the transition region of two bands even at different
  • a steel strip can be produced from the inventive multiphase steel in which a hot strip is produced from the multiphase steel, from the hot strip the steel strip is cold rolled with the final thickness to be achieved and then the steel strip is annealed, in particular continuously annealed.
  • the properties of the multiphase steel make it possible to cold-roll steel strips of the final thickness to be achieved, starting from a variable pre-strip thickness, a selected master hot strip with a particular thickness or selected hot strips of different thicknesses in a wide range of cold rolling degrees of 10% to 70%.
  • the chemical composition of the multi-phase steel is selected according to the invention depending on the final thickness of the cold strip to be achieved. It is thus possible, within selectable thickness graduations of the cold strip to be achieved, to produce a master cold strip with a uniform thickness from a master heat strip having a thickness corresponding cold strips with one or more end thicknesses or else from different hot strip thicknesses.
  • the steel strip is cold rolled to a final thickness of 0.50 to 3.00 mm and, depending on the final thickness to be achieved, the chemical composition of the multiphase steel is chosen as follows, even if find variable Vorbanddicken application.
  • the sum amount of Mn-Si + Cr is chosen as a function of the final thickness of the cold strip to be obtained as follows:
  • the sum amount of Mn-Si + Cr + Mo is selected as a function of the final thickness of the cold strip to be obtained as follows:
  • the carbon equivalent CEV (NW) is chosen as follows, depending on the final thickness of the cold strip to be achieved:
  • Cold strips produced from multiphase steel with varying sheet thicknesses can be made of this material advantageous stress-optimized components forming technology.
  • the material produced can be produced as a cold strip via a hot-dip galvanizing line or a pure continuous annealing plant in the dressed and undressed and also in the heat-treated state (overaging) and in the stretched and unstretched state (stretch bending strains).
  • microstructural fractions by selective variation of the process parameters so that steels in different strength classes, for example with yield strengths between 550 MPa and 950 MPa, as well as Tensile strengths between 980 MPa and 1 140 MPa are displayed.
  • steel strips can be produced by an intercritical annealing between Ac1 and Ac3 or in an austenitizing annealing over Ac3 with final controlled cooling, which leads to a dual or multi-phase structure.
  • Annealing temperatures of about 700 to 950 ° C have proved to be advantageous. Depending on the overall process (only continuous annealing or with additional
  • Hot dipping there are according to the invention different approaches for a heat treatment.
  • the cold rolled steel strip is cooled to an intermediate temperature of about 160 to 250 ° C starting from the annealing temperature at a cooling rate of about 15 to 100 ° C / s.
  • the cooling to room temperature is finally carried out at a cooling rate of about 2 to 30 ° C / s (see method 1, Figure 8a).
  • it may be cooled to room temperature at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s from the intermediate temperature of 300 to 500 ° C.
  • the second variant of the temperature control in the hot dip finishing includes holding the temperature for about 1 to 20 seconds at the intermediate temperature of about 200 to 350 ° C and then reheating to the
  • the ribbon is cooled to approx. 200 to 250 ° C after refining.
  • the cooling to room temperature takes place again at a cooling rate of about 2 to 30 ° C / s (see method 3, Figure 8c).
  • besides carbon, manganese, chromium and silicon are also responsible for the transformation of austenite to martensite.
  • Material characteristic is also that the addition of manganese with increasing weight percent of the ferrite is shifted to longer times and lower temperatures during cooling, similar effect also the elements carbon, chromium, molybdenum and boron.
  • the proportions of ferrite are thereby increased levels of Bainite more or less reduced depending on the process parameters.
  • the carbon equivalent can be reduced, thereby improving weldability and avoiding excessive weld hardening. In resistance spot welding, moreover, the electrode life can be significantly increased.
  • Hydrogen (H) can be the only element without creating lattice strains diffuse through the iron grid. This causes the hydrogen in the
  • Iron grating is relatively mobile and can be relatively easily absorbed during the processing of the steel. Hydrogen can only be taken up in atomic (ionic) form in the iron lattice.
  • Hydrogen has a strong embrittlement and preferably diffuses to energy-favorable sites (defects, grain boundaries, etc.). In this case, defects act as hydrogen traps and can significantly increase the residence time of the hydrogen in the material.
  • the hydrogen content in the steel according to the invention is limited to ⁇ 0.0010% by weight (10 ppm) or advantageously to ⁇ 0.0008% by weight, optimally to ⁇ 0.0005% by weight.
  • a more uniform structure also reduces the susceptibility to hydrogen embrittlement.
  • Oxygen (O) In the molten state, the steel has a relatively high absorption capacity for gases. At room temperature, however, oxygen is only soluble in very small quantities. Similar to hydrogen, oxygen can only diffuse into the material in atomic form. Due to the strong embrittling effect and the negative effects on the aging resistance, as much as possible is attempted during production to reduce the oxygen content.
  • the oxygen content in the steel should be as low as possible.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness by solid solution strengthening and improves hardenability. However, it is generally attempted to lower the phosphorus content as much as possible, since it is highly prone to segregation, among other things due to its low solubility in the solidifying medium, and greatly reduces the toughness. Due to the addition of phosphorus at the grain boundaries, grain boundary fractures occur. In addition, phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior up to 300 ° C. During hot rolling, near-surface phosphorus oxides at the grain boundaries can lead to breakage cracks.
  • phosphorus is used as a micro-alloying element in small quantities ( ⁇ 0.1% by weight) due to its low cost and high strength enhancement, for example, in higher-strength IF (interstitial free) steels, bake hardening steels or some alloy concepts for dual-phase steels.
  • the steel according to the invention differs from known analysis concepts, which use phosphorus as a mixed-crystal former, inter alia by the fact that phosphorus is not alloyed but is adjusted as low as possible.
  • the phosphorus content in the steel according to the invention is limited to unavoidable amounts in steelmaking.
  • P should be ⁇ 0.020 wt%.
  • S sulfur
  • MnS manganese sulfide
  • the manganese sulfides are often rolled in rows during the rolling process and act as nucleation sites for the transformation. This leads, especially in the case of diffusion-controlled transformation, to a line-shaped structure and can lead to impaired mechanical properties in the case of pronounced bristleness, for example to pronounced Martensitzeilen instead of distributed Martensitinseln, anisotropic
  • the sulfur content of the steel according to the invention is limited to ⁇ 0.0020% by weight or advantageously to ⁇ 0.0015% by weight, optimally to ⁇ 0.0010% by weight.
  • Alloying elements are usually added to the steel in order to specifically influence certain properties.
  • An alloying element in different steels can influence different properties. The effect generally depends strongly on the amount and the solution state in the material. The connections can therefore be quite varied and complex. In the following, the effect of the alloying elements will be discussed in greater detail.
  • Carbon (C) is considered the most important alloying element in steel. Through its targeted introduction of up to 2.06 wt .-% iron is only for steel. Often the carbon content is drastically lowered during steelmaking. at
  • Dual-phase steels for a continuous hot-dip finishing is its proportion according to EN 10346 or VDA 239-100 maximum 0.230 wt .-%, a minimum value is not specified. Due to its comparatively small atomic radius, carbon is interstitially dissolved in the iron lattice. The solubility is 0.02% maximum in ⁇ -iron and 2.06% maximum in iron. Carbon in solute significantly increases the hardenability of steel and is therefore essential for the formation of a sufficient amount of martensite. However, excessive carbon contents increase the hardness difference between ferrite and martensite and limit weldability. In order to meet the requirements for, for example, high hole widening and bending angles as well as improved weldability, the steel according to the invention contains
  • Structural phase is the cementite (FesC).
  • FesC cementite
  • significantly harder special carbides with other metals such as chromium, titanium, niobium but also vanadium can form.
  • the minimum C content is set at 0.075% by weight and the maximum C- Content determined to 0.1 15 wt .-%, advantageous are contents with a cross-sectional differentiation, such as:
  • Silicon (Si) binds oxygen during casting and is therefore used to calm down during the deoxidation of the steel.
  • the Seigerungskostory is significantly lower than, for example, that of manganese (0.16 compared to 0.87). Seingings generally result in a line arrangement of the structural components that degrade the forming properties, such as hole widening and bending capability.
  • silicon causes strong solid solution hardening.
  • 0.1% silicon causes an increase in tensile strength of about 10 MPa, with elongation only slightly deteriorating when added up to 2.2% silicon.
  • the increase from 0.2 to 0.5% silicon caused an increase in strength of about 20 MPa in the yield strength and about 70 MPa in the tensile strength.
  • the elongation at break decreases by about 2%.
  • the latter is partly due to the fact that silicon reduces the solubility of carbon in the ferrite and increases the activity of carbon in the ferrite, thus preventing the formation of carbides, which reduce the ductility as brittle phases, which in turn improves the formability. Due to the low strength-increasing effect of silicon within the range of the steel according to the invention, the basis for a broad process window is created.
  • the atmospheric conditions during the annealing treatment in a continuous hot-dip coating plant cause a reduction of iron oxide, which can form, for example, during cold rolling or as a result of storage at room temperature on the surface.
  • oxygen-affinity alloy components such as
  • Silicon, manganese, chromium, boron, the gas atmosphere is oxidizing with the result that segregation and selective oxidation of these elements can occur.
  • the selective oxidation can take place both externally, that is on the substrate surface, and internally within the metallic matrix. It is known in particular that silicon diffuses during the annealing to the surface and forms oxides on the steel surface alone or together with manganese. These oxides can prevent contact between the substrate and the melt and prevent or worsen the wetting reaction. As a result, undiluted spots, so-called "bare spots", or even large areas without coating may occur
  • the strip surface is free from scale residues, pickling or rolling oil or other dirt particles by a chemical-mechanical or thermal-hydro-mechanical pre-cleaning.
  • a chemical-mechanical or thermal-hydro-mechanical pre-cleaning In order to prevent silicon oxides from reaching the strip surface, further methods are to be taken which promote the internal oxidation of the alloying elements below the surface of the material.
  • different measures are used here.
  • the internal oxidation of the alloying elements can be targeted by adjusting the oxygen partial pressure of the furnace atmosphere (N2-H2 shielding gas atmosphere) to be influenced.
  • the set oxygen partial pressure must satisfy the following equation, with the furnace temperature between 700 and 950 ° C.
  • Si, Mn, Cr, B denote the corresponding alloying proportions in the steel in wt .-% and p02 the oxygen partial pressure in mbar.
  • DFF direct fired furnace
  • a subsequent radiant tube furnace see process 2 in Figure 8b
  • selective oxidation can be used also influence the alloying elements via the gas atmospheres of the furnace areas.
  • the combustion reaction in the NOF can be used to adjust the oxygen partial pressure and thus the oxidation potential for iron and the alloying elements. This should be adjusted so that the oxidation of the alloying elements takes place internally below the steel surface and, if necessary, a thin iron oxide layer is formed on the steel surface after passing through the NOF region. This is achieved, for example, by reducing the CO value below 4% by volume.
  • the optionally formed iron oxide layer is reduced under Isb-F protective gas atmosphere and likewise the alloying elements are further internally oxidized.
  • the set oxygen partial pressure in this furnace area must satisfy the following equation, with the furnace temperature between 700 and 950 ° C.
  • Si, Mn, Cr, B denote the corresponding alloying proportions in the steel in wt .-% and p0 2 the oxygen partial pressure in mbar.
  • the minimum silicon content is set at 0.400% by weight and the maximum silicon content at 0.500% by weight.
  • Manganese (Mn) is added to almost all steels for desulfurization to convert the harmful sulfur into manganese sulphides.
  • manganese increases the strength of the ferrite by solid solution strengthening and shifts the ⁇ / ⁇ conversion to lower temperatures.
  • manganese increases the hardness ratio between martensite and ferrite.
  • the line of the structure is reinforced.
  • a high hardness difference between the phases and the formation of Martensitzeilen result in a lower Lochaufweitstory, which is equivalent to an increased edge crack sensitivity.
  • manganese tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment.
  • manganese oxides for example MnO
  • Mn mixed oxides for example Mn2SiC> 4
  • manganese is considered to be less critical, since giobuare oxides rather than oxide films are formed.
  • high levels of manganese can negatively affect the appearance of the zinc layer and zinc adhesion.
  • the manganese content is determined for the reasons mentioned to 1, 900 wt .-% to 2.350 wt .-%. In order to achieve the required minimum strengths, it is advantageous to adhere to a band-thickness-dependent differentiation of the manganese content.
  • the manganese content is preferably in a range between> 1.900% by weight and ⁇ 2.200% by weight, with final thicknesses of 1.00 to 2.00 inclusive mm between> 2.050 wt .-% to ⁇ 2.250 wt .-% and at final thicknesses of 2.00 to 3.00 mm inclusive between> 2.100 wt .-% to ⁇ 2.350 wt .-%.
  • Another peculiarity of the invention is that the variation of the manganese content can be compensated by simultaneously changing the silicon content.
  • the increase in strength (here the yield strength, YS) by manganese and silicon is generally well described by the Pickering equation:
  • chromium causes particle hardening with appropriate temperature control in the form of chromium carbides.
  • the associated increase in the number of seed sites with simultaneously reduced content of carbon leads to a reduction in the hardenability.
  • chromium increases the tempering resistance significantly, so that there is almost no loss of strength in the hot dip.
  • Chromium is also a carbide former. If chromium-iron mixed carbides are present, the austenitizing temperature must be high enough before curing to dissolve the chromium carbides. Otherwise, the increased germ count may lead to a deterioration of the hardenability.
  • Chromium also tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment, which may degrade the hot dipping quality.
  • measures for adjusting the furnace areas in continuous hot-dip coating reduce the formation of Cr oxides or Cr mixed oxides on the steel surface after annealing.
  • the chromium content is therefore set at levels of 0.250 wt .-% to 0.400 wt .-%.
  • the chromium content is preferably in a range between> 0.260 wt .-% to ⁇ 0.330 wt .-%, with final thicknesses of 1.00 to 2.00 mm inclusive between > 0.290 wt .-% to ⁇ 0.360 wt .-% and at final thicknesses of 2.00 to 3.00 mm inclusive between> 0.320 wt .-% to ⁇ 0.370 wt .-%.
  • Carbon equivalent CEV (IIW), also here especially for the processing with variable pre-strip thicknesses.
  • the chromium content is preferably in a range between> 0.260 wt .-% to ⁇ 0.330 wt .-% with a carbon equivalent CEV (IIW) of ⁇ 0.62%, at final thicknesses of 1.00 to 2.00 mm including between 0.290 wt .-% to ⁇ 0.360 wt .-% at a
  • Molybdenum (Mo) The addition of molybdenum is similar to that of chromium and Manganese to improve hardenability. The pearlite and bainite transformation is postponed to longer times and the martensite start temperature is lowered. At the same time, molybdenum is a strong carbide former that gives rise to finely divided mixed carbides, including titanium. Molybdenum also increases the tempering resistance significantly, so that in the hot dip no strength losses are expected. Molybdenum also works by solid solution hardening, but is less effective than manganese and silicon.
  • the content of molybdenum is therefore set between more than 0.200 wt .-% to 0.300 wt .-%.
  • the Mo content is advantageously adjusted to a range between more than 0.200 wt .-% to 0.250 wt .-%.
  • Hot-dip dipability has proved to be advantageous for the alloy concept according to the invention a sum content of Mo + Cr of ⁇ 0.650% by weight.
  • Copper (Cu): The addition of copper can increase the tensile strength and hardenability. In conjunction with nickel, chromium and phosphorus, copper can be a
  • copper When combined with oxygen, copper can form harmful oxides at the grain boundaries, which can be detrimental to hot working processes can.
  • the content of copper is therefore fixed at ⁇ 0.050% by weight and thus limited to quantities that are unavoidable in steel production.
  • V Vanadium (V): In the present alloy concept, the content of
  • Tin (Sn) Since addition of tin is not necessary with the present alloy concept, the content of tin is determined to ⁇ 0.040% by weight, thus limiting unavoidable steel-accompanying amounts.
  • Aluminum (AI) is usually added to the steel to bind the dissolved oxygen in the iron and nitrogen. Oxygen and nitrogen become so in
  • Converted aluminum oxides and aluminum nitrides can cause a grain refining by increasing the germination sites and thus increase the toughness properties and strength values.
  • Titanium nitrides have a lower formation enthalpy and are formed at higher temperatures.
  • Niobium has different effects in steel. During hot rolling in the finishing train, it retards recrystallization by forming finely divided precipitates, increasing the nucleation density and producing a finer grain after conversion. The proportion of dissolved niobium also works
  • TiN Mixed carbide on.
  • the precipitates have a high temperature stability, so that they exist in contrast to the mixed carbides at 1200 ° C largely as particles that impede grain growth. Titanium also retards recrystallization during hot rolling, but is less effective than niobium. Titanium works by precipitation hardening. The larger TiN particles are less effective than the finely divided mixed carbides. The best effectiveness is achieved in the range of 0.005 wt .-% to 0.060 wt .-% titanium, therefore, this represents the alloy span according to the invention. For this, contents of 0.025 wt .-% to 0.045 wt .-% have been found to be advantageous.
  • Boron is an extremely effective alloying agent for realizing variable degrees of cold rolling.
  • the very narrow range for the addition of boron according to the invention has a pronounced effect on the uniformity of the mechanical properties of the cold-rolled strips with variable degree of cold rolling produced in the subsequent processing. This pronounced effect first leads to the possibility of defining characteristic ranges according to the process variables instead of a relatively constant degree of cold rolling. Steps ( Figures 8a, 8b and 8c) also for the material with variable Kaltabwalzgraden based on a Masterwarmbanddicke or based on a Masterkaltbanddicke adjust.
  • boron is an effective hardening enhancer that is effective in very small quantities.
  • the martensite start temperature remains unaffected.
  • boron must be in solid solution. Since it has a high affinity for nitrogen, the nitrogen must first be set, preferably by the stoichiometrically necessary amount of titanium. Due to its low solubility in iron, the dissolved boron prefers to attach to the
  • Austenite grain boundaries There it partially forms Fe-B carbides, which are coherent and reduce the grain boundary energy. Both effects have a retarding effect on ferrite and pearlite formation and thus increase the hardenability of the steel. Excessive levels of boron, however, are detrimental as iron boride can form, adversely affecting the hardenability, formability and toughness of the material. Boron also tends to form oxides or mixed oxides during annealing during the continuous hot-dip coating, which deteriorate the quality of galvanizing. The above measures for adjusting the furnace areas in continuous hot dip coating reduce the formation of oxides on the steel surface.
  • Alloy concept set to values of more than 0.0005 wt .-% to 0.0010 wt .-%, advantageously to values ⁇ 0.0009 wt .-% or optimally to> 0.0006 wt .-% to ⁇ 0, 0009% by weight
  • Nitrogen (N) can be both an alloying element and a companion element from steelmaking. Excessive levels of nitrogen cause an increase in strength associated with rapid loss of toughness and aging effects.
  • the N content is therefore to values of> 0.0020 wt .-% to ⁇ 0.0120 wt .-% set.
  • niobium and titanium contents of ⁇ 0.100% by weight have been found to be advantageous and, owing to the principal interchangeability of niobium and titanium, to a minimum niobium content of 0.005% by weight and, for cost reasons, particularly advantageously ⁇ 0.090% by weight. % proved.
  • Masterswarmband of 2.30 mm was produced, but also in the thickness range 0.50 to 3.00 mm can be generated, which is characterized by a sufficient tolerance to process variations.
  • the annealing temperatures for the dual-phase structure to be achieved are between about 700 and 950 ° C. for the steel according to the invention, so that depending on
  • Temperature range reaches a partially austenitic (two-phase area) or a fully austenitic structure (austenitic area).
  • the continuous annealed and occasionally hot-dip refined material can be in the dressed (cold rolled) or undressed state and / or in the stretch bent or non-stretch bent state and also in the
  • the steel strips of the alloy composition according to the invention are also characterized in the further processing by a high Kantenrissuna- speed and a high bending angle.
  • steel strips can thus be produced which have a minimum product value Rm x ⁇ (tensile strength x [bending angle according to VDA 238-100]) of 100,000 MPa x °, in particular of 120000 MPa x °.
  • the steel strips according to the invention have a delayed fracture-free state for at least 6 months, while meeting the requirements of SEP 1970 for hole pull and iron-on samples made available by the steel manufacturer.
  • the very small differences in the characteristic of the steel strip along and across its rolling direction are advantageous for later material use.
  • the cutting of blanks from a strip regardless of the rolling direction (for example, transversely, longitudinally and diagonally or at an angle to the rolling direction) take place and so the waste can be minimized.
  • a board is cut from a steel strip according to the invention, which is then heated to a temperature above Ac3.
  • the heated board is formed into a component and then cured in a forming tool or in air, with optional subsequent tempering.
  • the steel according to the invention has the property that the hardening takes place already on cooling at still air, so that a separate cooling of the forming tool can be omitted.
  • the structure of the steel is converted by heating into the austenitic region, preferably to temperatures above 950 ° C. under a protective gas atmosphere. During subsequent cooling in air or inert gas takes place Formation of a martensitic microstructure for a high-strength component.
  • a subsequent tempering makes it possible to reduce residual stresses in the hardened component. At the same time, the hardness of the component is reduced so that the required toughness values are achieved.
  • FIG. 1 process chain (schematic) for the production of a strip from the steel according to the invention
  • FIG. 2 time-temperature curve (schematically) of the process steps hot rolling and cold rolling and continuous annealing (with optional hot-dip finishing), as well as component production, optional tempering (air hardening) and optional tempering by way of example for the steel according to the invention,
  • FIG. 3 chemical composition (examples 1 to 4) of the steel according to the invention
  • FIG. 4 a shows mechanical characteristic values (transverse to the rolling direction) of the steel according to the invention in the hot rolled state (HR),
  • FIG. 4b shows mechanical characteristics (transverse to the rolling direction) of the steel according to the invention in the cold-rolled state (CR),
  • FIG. 5a hardening behavior during cold rolling of the steel according to the invention, characteristic values transverse to the rolling direction, FIG.
  • FIG. 5b hardening behavior during cold rolling of the steel according to the invention, cold flow curve
  • FIG. 6 a shows mechanical characteristics (transverse to the rolling direction) of the steel according to the invention, in the state of sheet metal (HDG),
  • FIG. 6b Results of the hole expansion tests according to ISO 16630 and of the
  • FIG. 8a method 1, temperature-time curves (annealing variants schematically),
  • FIG. 8b method 2, temperature-time curves (annealing variants schematically),
  • FIG. 8c method temperature-time curves (annealing variants schematically),
  • Figure 1 shows schematically the process chain for the production of a strip of the steel according to the invention. Shown are the possible process routes in the invention. Until pickling, the process route is the same for all steels according to the invention, after which deviating process routes take place, depending on the desired results.
  • the pickled hot strip may be cold rolled and hot dip refined with varying degrees of rolling. Also soft annealed hot strip or annealed cold strip can be cold rolled and
  • Material can also be optionally processed without hot dip finishing, ie only in the context of continuous annealing with and without subsequent electrolytic galvanizing. From the optionally coated material, a complex component can now be produced. Following this can optionally be
  • Annealing process such as the air hardening, where the heat-treated component is cooled in air.
  • a tempering stage can complete the thermal treatment of the component.
  • FIG. 2 shows schematically the time-temperature profile of the process steps
  • Hot rolling and continuous annealing of strips of the invention Alloy composition Shown are the time- and temperature-dependent transformation for the hot rolling process as well as for post-cold-rolled heat treatment, component fabrication and optional tempering with optional tempering.
  • FIG. 3 shows in examples 1 to 4, which originate from a melt, in order to exclude the analytical influence, the alloy compositions of the steel according to the invention, depending on the produced pre-strip thickness. From a hot strip nominal thickness of 2.30 mm, cold strips with a cold strip nominal thickness of 1.50 mm were produced. Depending on the pre-strip thickness to be produced before hot rolling, Example 1 shows the alloy composition for a
  • Vorbanddicke of 40 mm Example 2 for a pre-strip thickness of 45 mm, Example 3 for a pre-strip thickness of 50, Example 4 for a Vorband with a thickness of 55 mm.
  • FIG. 4 shows the mechanical characteristic values (transverse to the rolling direction) of the steel according to the invention in the hot rolled state (HR, Hot Rolled) in FIG. 4a and in the cold rolled state (CR, Cold Rolled) in FIG. 4b.
  • FIG. 5 shows the solidification behavior, via the mechanical characteristics transverse to the rolling direction, during cold rolling of the steel according to the invention, in tabular form in FIG. 5a and graphically as cold flow curve in FIG. 5b.
  • FIG. 6 shows the mechanical characteristics (transverse to the rolling direction) of the steel according to the invention in the thin sheet state (HDG, Hot Dipped Galvanized) in FIG. 6a and the results of the hole expansion tests according to ISO 16630 and the platelet bending test according to VDA 238-100 in the thin sheet state (HDG). along and across the rolling direction, as well as the corresponding products with the tensile strength, in Figure 6b.
  • FIG. 7 shows the mechanical characteristic values (transverse to the rolling direction) of the steel according to the invention in the state HR, CR and HDG using a pre-strip thickness of 40 mm in FIG. 7a, 45 mm in FIG. 7b, 50 mm in FIG. 7c, 55 mm in FIG. 7d and FIG in Figure 7e as a summary graphical overview.
  • FIG. 8 schematically shows three variants of the temperature Time courses during the annealing treatment and cooling and in each case different austenitizing conditions.
  • Process 1 shows the annealing and cooling of the steel strip produced and cold-rolled to final thickness in a continuous annealing plant.
  • the tape is heated to a temperature in the range of about 700 to 950 ° C (Ac1 to Ac3).
  • the annealed steel strip is then cooled from the annealing temperature at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s up to an intermediate temperature (ZT) of about 200 to 250 ° C.
  • ZT intermediate temperature
  • a second intermediate temperature about 300 to 500 ° C
  • the steel strip is cooled at a cooling rate between about 2 and 30 ° C / s until reaching room temperature (RT) in air or the
  • Cooling at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s is maintained to room temperature.
  • the process 2 ( Figure 8b) shows the process according to method 1, but the cooling of the steel strip for the purpose of a hot dip finishing briefly interrupted when passing through the hot dipping vessel, then the cooling at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s up to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C continue. Subsequently, the steel strip is cooled at a cooling rate between about 2 and 30 ° C / s until it reaches room temperature in air.
  • Process 2 corresponds to annealing, for example hot dip galvanizing with a combined direct fired furnace and radiant tube furnace, as described in FIG. 8b.
  • the method 3 ( Figure 8c) also shows the process according to method 1 in a hot dipping refinement, however, the cooling of the steel strip by a short Break (about 1 to 20 s) at an intermediate temperature in the range of about 200 to 400 ° C interrupted and heated up to the temperature (ST), which is necessary for hot dip refining (about 400 to 470 ° C), reheated. Subsequently, the steel strip is again cooled to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. With a cooling rate of about 2 and 30 ° C / s takes place until reaching the
  • the method 3 corresponds for example to a process control in a continuous annealing plant, as described in Figure 8c.
  • the method 3 corresponds for example to a process control in a continuous annealing plant, as described in Figure 8c.
  • a reheating of the steel can be achieved optionally directly in front of the zinc bath.
  • the decreases from slab to sliver vary in the examples below from 78% to 84% for subsequent hot rolling to one
  • Hot strip thickness of 2.30 mm with corresponding decreases of 94% to 96%.
  • variable pre-strip thicknesses can significantly influence the cold rollability, such as the necessary rolling forces, without causing any problems the higher hot strip strength (HR) and higher cold strip strength (CR), with decreasing pre-strip thickness, would lead to significant fluctuations in the thin sheet (HDG):
  • the slab material of 250 mm was hot rolled in the roughing mill to a pre-strip of 40 mm reversing rolled with a percentage decrease of 84% and then in the hot strip mill at a final target roll temperature of 910 Hot rolled at a reduction of 94% and unwound at a coiler temperature of 650 ° C with a master heat-treated thickness of 2.30 mm and after pickling without additional
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 66%.
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 77%.
  • the slab material of 250 mm was reversibly rolled before hot rolling in the roughing train to a preliminary strip of 45 mm with a percentage decrease of 82% and then in the hot strip mill at a final rolling target temperature from 910 ° C with a decrease of 95% hot rolled and at a reel target temperature of 650 ° C with a master hot strip thickness of 2.30 mm and cold after pickling without additional heat treatment (such as bell annealing) to 1.50 mm in one pass (Cold rolling degree 35%).
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 67%.
  • the material characteristics transverse to the rolling direction would correspond for example to a HC660XD.
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 70%.
  • alloy composition A 0.104% C steel of the invention; 0.443% Si; 2.178% Mn; 0.012% P;
  • the 250 mm slab material was reversibly rolled in a roughing mill in the roughing train to a 50 mm pitch of 80% percent reduction and then in the hot strip mill at 910 final rolling target temperature ° C with a decrease of 96% hot rolled and at a reel target temperature of 650 ° C with a master hot strip thickness of 2.30 mm and after pickling without additional heat treatment (such as bell annealing) to 1.50 mm cold rolled in one pass (Kaltabwalzgrad 35%).
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 65%.
  • the material characteristics transverse to the rolling direction would correspond for example to a HC660XD.
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 69%.
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 66%.
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 70%.
  • the invention has been described with reference to sheet steel plates with a final thickness of 1, 50 mm to be achieved in the thickness range 0.50 to 3.00 mm. It is also possible, if necessary, to produce final thicknesses in the range of 0.10 to 4.00 mm.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Die Erfindung betrifft einen höchstfesten Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 980 MPa enthaltend (in Gew.-%): C ≥ 0,075 bis ≤ 0,115; Si ≥ 0,400 bis ≤ 0,500; Mn ≥ 1,900 bis ≤ 2,350; Cr ≥ 0,250 bis ≤ 0,400; AI ≥ 0,010 bis ≤ 0,060; N ≥ 0,0020 bis ≤ 0,0120; P ≤ 0,020; S ≤ 0,0020; Ti ≥ 0,005 bis ≤ 0,060; Nb ≥ 0,005 bis ≤ 0,060; V ≥ 0,005 bis ≤ 0,020; B ≥ 0,0005 bis ≤ 0,0010; Mo ≥ 0,200 bis ≤ 0,300; Ca ≥ 0,0010 bis ≤ 0,0060; Cu ≤ 0,050; Ni ≤ 0,050; Sn ≤ 0,040; H ≤ 0,0010. Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung, insbesondere Durchlaufglühung, von Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn-Si+Cr ≥ 1,750 Gew.-% bis ≤ 2,250 Gew.-% beträgt.

Description

Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl
Die Erfindung betrifft einen höchstfesten Mehrphasenstahl mit Dualphasengefüge oder Komplexphasengefüge sowie geringen Anteilen von Restaustenit mit
verbesserten Herstellungseigenschaften und hervorragenden Materialeigenschaften bei der nachfolgenden Verarbeitung, insbesondere für den Fahrzeugleichtbau, gemäß dem Oberbegriff des Patentanspruches 1 . Vorteilhafte Weiterbildungen sind
Gegenstand der Unteransprüche 2 bis 24.
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von Stahlbändern aus einem solchen Stahl gemäß Anspruch 25 sowie damit hergestellte Stahlbänder gemäß Anspruch 38. Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit einer Zugfestigkeit im Bereich von mindestens 980 MPa, im nicht vergüteten Zustand, zur Herstellung von Bauteilen, die eine verbesserte Umformbarkeit, wie zum Beispiel im Hinblick auf eine Lochaufweitung sowie verbesserte Fügeeignung, wie beispielsweise von Schweißeigenschaften aufweisen.
Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller stetig, Lösungen zur Senkung des Flottenkraftstoffverbrauches und C02-Abgasausstoßes unter
Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu finden. Dabei spielt einerseits die Gewichtsersparnis aller Fahrzeugkomponenten eine entscheiden- de Rolle, andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen
Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung im Betrieb wie auch im Crashfall.
Die Stahllieferanten tragen durch die Bereitstellung von höchstfesten Stählen o.g. Aufgabenstellung Rechnung. Darüber hinaus kann durch die Bereitstellung
höchstfester Stähle mit geringerer Blechdicke das Gewicht der Fahrzeugkomponenten bei gleichem und eventuell sogar verbessertem Bauteilverhalten reduziert werden.
Diese neu entwickelten Stähle müssen neben der geforderten Gewichtsreduzierung den hohen Materialanforderungen bezüglich Dehngrenze, Zugfestigkeit und Bruchdehnung sowie Bake-Hardening-Index genügen, wie auch den hohen
Bauteilanforderungen nach Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, verbesserten Biegewinkel und Biegeradius, Energieabsorption sowie definierten Verfestigungen über den Work-Hardening-Effekt und den Bake-Hardening-Effekt aufweisen.
Darüber hinaus muss eine gute Verarbeitbarkeit gewährleistet werden. Dies betrifft sowohl die Prozesse beim Automobilhersteller, zum Beispiel Stanzen und Umformen, optionale thermische Vergütung mit nachgeschaltetem optionalen Anlassen,
Schweißen und/oder einer Oberflächennachbehandlung, wie Phosphatieren und KTL- Lackieren und auch die Fertigungsprozesse beim Vormateriallieferanten, wie beispielsweise Oberflächenveredelung durch metallische oder organische Beschich- tung.
Auch wird zunehmend eine verbesserte Fügeeignung beispielsweise in Form von besserer allgemeiner Schweißbarkeit, wie einem größeren nutzbaren Schweißbereich beim Widerstandspunktschweißen und ein verbessertes Versagensverhalten der Schweißnaht (Bruchbild) unter mechanischer Beanspruchung, sowie eine ausreichende Resistenz gegenüber verzögerter Wasserstoffversprödung (d.h. delayed fracture free) gefordert. Gleiches gilt für die Schweißeignung höchstfester Stähle bei der Herstellung von Rohren, die zum Beispiel mittels des Hochfrequenz- Induktionsschweißverfahrens (HFI) hergestellt werden.
Das Lochaufweitvermögen ist eine Materialeigenschaft, welche die Beständigkeit des Materials gegen Risseinleitung und Rissausbreitung bei Umformoperationen in kantennahen Bereichen, wie zum Beispiel beim Kragenziehen, beschreibt.
Der Lochaufweiteversuch ist beispielsweise in der ISO 16630 normativ geregelt. Danach werden vorgefertigte zum Beispiel in ein Blech gestanzte Löcher mittels eines Dorns aufgeweitet. Die Messgröße ist die auf den Ausgangsdurchmesser bezogene Änderung des Lochdurchmessers, bei der am Rand des Lochs der erste Riss durch das Blech auftritt.
Eine verbesserte Kantenrissunempfindlichkeit bedeutet ein erhöhtes Umformvermögen der Blechkanten und kann durch ein erhöhtes Lochaufweitvermögen beschrieben werden. Dieser Sachverhalt ist unter den Synonymen„Low Edge Crack" (LEC) bzw. unter„High Hole Expansion" (HHE) sowie unter xpand® bekannt.
Der Biegewinkel beschreibt eine Materialeigenschaft, die Rückschlüsse auf das Materialverhalten bei Umformoperationen mit dominanten Biegeanteilen (zum Beispiel beim Falzen) oder auch bei Crashbelastungen gibt. Vergrößerte Biegewinkel erhöhen somit die Fahrgastzellensicherheit.
Die Bestimmung des Biegewinkels (a) wird zum Beispiel über den Plättchen- Biegeversuch in der VDA 238-100 normativ geregelt.
Die oben genannten Eigenschaften sind wichtig für Bauteile, die eine sehr komplexe Ausformung haben.
Verbesserte Schweißbarkeit wird bekanntermaßen u.a. durch ein abgesenktes Kohlenstoffäquivalent erreicht.
Dafür stehen Synonyme wie„unterjDeritektisch" (UP) bzw. das bereits bekannte„Low Carbon Equivalent" (LCE). Dabei ist der Kohlenstoffgehalt üblicherweise kleiner 0,120 Gew.-%.
Weiterhin kann das Versagensverhalten bzw. das Bruchbild der Schweißnaht über eine deutliche Zulegierung mit Mikrolegierungselementen, bei kohlenstoffarmen Stählen mit abgesenktem Kohlenstoffäquivalent, verbessert werden. Bauteile hoher Festigkeit müssen gegenüber Wasserstoff eine ausreichende
Resistenz gegenüber einer Materialversprödung aufweisen.
Die Prüfung der Beständigkeit von Advanced High Strength Steels (AHSS) für den Automobilbau gegenüber fertigungsbedingten wasserstoffinduzierten Sprödbrüchen ist in der SEP1970 geregelt und über die Bügelprobe und die Lochzugprobe getestet.
Im Fahrzeugbau finden zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen Grundgefüge bestehen, in das eine martensitische Zweitphase eingelagert ist. Es hat sich herausgestellt, dass sich bei kohlenstoffarmen, mikrolegierten Stählen Anteile weiterer Phasen wie Bainit und Restaustenit sich vorteilhaft zum Beispiel auf das Lochaufweitverhalten, das Biegeverhalten und das wasserstoffinduzierte
Sprödbruchverhalten auswirken. Der Bainit kann hierbei in unterschiedlichen
Erscheinungsformen, wie zum Beispiel oberer und unterer Bainit, vorliegen. Die charakteristischen Verarbeitungseigenschaften der Dualphasenstähle, wie ein sehr niedriges Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, eine starke Kaltverfestigung und eine gute Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt.
Die an den Stahl Werkstoff geforderte Eigenschaftskombination stellt letztendlich einen bauteilspezifischen Kompromiss aus Einzeleigenschaften dar. Diese Eigenschaften reichen aber bei immer komplexeren Bauteilgeometrien oft nicht mehr aus.
Zunehmend finden auch Mehrphasenstähle im Automobilbau Anwendung, wie Komplexphasenstähle, ferritisch-bainitische Stähle, bainitische Stähle sowie martensitische Stähle, die unterschiedliche Gefügezusammensetzungen aufweisen. Komplexphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle, die geringe Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen eine starke Kornfeinung bewirkt wird.
Diese Komplexphasenstähle besitzen im Vergleich zu Dualphasenstählen höhere Streckgrenzen, ein größeres Streckgrenzenverhältnis, eine geringere Kaltverfestigung und ein höheres Lochaufweitvermögen. Ferritisch-bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die Bainit oder verfestigten Bainit in einer Matrix aus Ferrit und/oder verfestigtem Ferrit enthalten. Die Festigkeit der Matrix wird durch eine hohe Versetzungsdichte, durch Kornfeinung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen bewirkt. Dualphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem ferritischen Grundgefüge, in dem eine martensitische Zweitphase inselförmig eingelagert ist, fallweise auch mit Anteilen von Bainit als Zweitphase. Bei hoher Zugfestigkeit zeigen Dualphasenstähle ein niedriges Streckgrenzenverhältnis und eine starke Kaltverfestigung. TRIP-Stähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem überwiegend ferritischen Grundgefüge, in dem Bainit und Restaustenit eingelagert ist, der während der Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und
Zugfestigkeit. In Verbindung mit dem Bake-Hardening-Effekt sind hohe Bauteilfestig- keiten erreichbar. Diese Stähle eignen sich sowohl zum Streckziehen als auch zum Tiefziehen. Bei der Materialumformung sind jedoch höhere Blechhalterkräfte und Pressenkräfte erforderlich. Eine vergleichsweise starke Rückfederung ist zu berücksichtigen. Zu den hochfesten Stählen mit einphasigem Gefüge zählen zum Beispiel bainitische und martensitische Stähle.
Bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die sich durch eine sehr hohe
Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltum- formprozesse auszeichnen. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung ist eine gute Schweißbarkeit gegeben. Das Gefüge besteht typischerweise aus Bainit. Es können im Gefüge vereinzelt geringe Anteile anderer Phasen, wie zum Beispiel Martensit und Ferrit, enthalten sein. Martensitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die durch thermomechanisches Walzen kleine Anteile von Ferrit und/oder Bainit in einem Grundgefüge aus Martensit enthalten. Diese Stahlsorte zeichnet sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse aus. Innerhalb der Gruppe der Mehrphasenstähle weisen die martensitischen Stähle die höchsten Zugfestigkeitswerte auf. Die Eignung zum Tiefziehen ist beschränkt. Die martensitischen Stähle eignen sich vorwiegend für biegende Umformverfahren, wie Rollformen.
Vergütungsstähle sind nach EN 10083 Stähle, die durch Vergüten (=Härten und Anlassen) eine hohe Zug- und Dauerfestigkeit erhalten. Führt die Abkühlung beim
Härten an Luft zu Bainit oder Martensit, wird das Verfahren„Lufthärten" genannt. Über ein nach dem Härten erfolgendes Anlassen kann gezielt Einfluss auf das Festigkeits- /Zähigkeitsverhältnis genommen werden.
Zum Einsatz kommen diese Stähle aktuell in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevan- ten Bauteilen, sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder. Eine signifikante Gewichtsreduktion durch die belastungsangepasste Wahl der Blechdicke über die Bauteillänge ermöglicht diese Tailor Rolled Blank Leichtbau- Technologie (TRB®).
Mit heute bekannten Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühanlagen für stark variierende Blechdicken ist allerdings die Herstellung von TRB®s mit
Mehrphasengefüge nicht ohne Einschränkungen möglich, wie beispielsweise für die Wärmebehandlung vor dem Kaltwalzen. In Bereichen unterschiedlicher Blechdicke kann aufgrund eines bei den gängigen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefälles kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.
Sollen Feinbleche erzeugt werden, werden die kaltgewalzten Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen üblicherweise im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht.
Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt werden die Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und Abkühlgeschwindigkeit, entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt.
Oben genannte Eigenschaften werden beispielsweise durch die Stahlzusammensetzungen, die Prozessparameter beim Warmwalzen, die Prozessparameter beim Beizen (beispielsweise das Streckbiegerichten) und die Prozessparameter beim Kaltwalzen bereits vor dem Durchlaufglühen signifikant beeinflusst.
Die Stahlzusammensetzung wird durch Analysenvorschriften, die MIN- und MAX- Bereiche definieren, festgelegt.
Je nach dem herzustellenden Mehrphasenstahl werden die Prozessparameter beim Warmwalzen, wie zum Beispiel Standard-Brammendicke, Brammenliegezeit, Brammenausstoßtemperatur, Stichplan bei der Vorbandwalzung, Standard- Vorbanddicke, Einlauftemperatur in die Warmbandstraße, Stichplan beim Warmwal- zen, Endwalztemperatur, Warmbandkühlmuster, Haspeltemperatur, festgelegt. Beim Beizen beeinflusst ein optionales Streckbiegerichten (Recken) den nachfolgenden Prozessschritt. Beim Kaltwalzen werden die Warmbanddicke zur Darstellung einer Kaltwalzdicke durch einen Standard-Kaltabwalzgrad bereits bei der Auftragsumsetzung in die technischen Vorgaben (Prozessparameter) festgelegt.
Die Dicke des Vorbandes beim Warmwalzprozess, beschreibt die Ausgangsdicke vor dem Einlaufen in die mehrgerüstige Warmbandstraße, wobei das Vorband reversierend, in mehreren Stichen (Durchläufe) aus einer Bramme mit einer definierten Standarddicke gefertigt wurde.
Typische Brammendicken liegen zwischen 250 mm und 300 mm (Standard 250 mm, hier weiter betrachtet), die Vorbanddicken bewegen sich üblicherweise bei den Mehrphasenstählen zwischen 40 mm bis 60 mm.
Üblicherweise sind die Vorbanddicken für das anschließende Warmwalzen relativ konstant, je nach Werkstoffzusammensetzung, beispielsweise bei 45 mm (hier Standard genannt).
Werte darunter oder darüber bewirken veränderte technologische Warmbandkennwerte, wie Zugfestigkeit und Streckgrenze, die wiederum die anschließende
Umformung beim Kaltwalzen dadurch beeinflussen, wie das Kaltverfestigungsverhal- ten.
Zur Erreichung der von den Normen geforderten finalen technologischen Feinblechkennwerte wird bei der Durchlaufglühbehandlung zur Sicherstellung einer ordnungsgemäßen Rekristallisation, entsprechend dem Stand der Technik, eine materialabhängige Vorbanddicke festgelegt. Unterschreitungen bzw. Überschreitungen beeinflussen bei den klassischen Stählen die finalen technologischen Kennwerte so weit, dass es zu erheblichen Chargenschwankungen (Streubereich) kommen kann
Der Abwalzgrad beim Kaltwalzen (Kaltabwalzgrad) beschreibt das prozentuale Verhältnis von der Differenz der Warmbandausgangsdicke zur Kaltbandenddicke bezogen auf die Warmbandausgangsdicke.
Üblicherweise sind die Kaltabwalzgrade relativ konstant, sie betragen bei dickeren Kaltbändern von über 2 mm bis zu ca. 40 % und bis zu ca. 60 % bei Kaltbändern bis 1 mm Dicke.
Zur Erreichung der von den Normen geforderten technologischen Kennwerte wird bei der Durchlaufglühbehandlung zur Sicherstellung einer ordnungsgemäßen Rekristallisation, entsprechend dem Stand der Technik, im Durchschnitt ein Kaltabwalzgrad von ca. 50% benötigt. Unterschreitungen bzw. Überschreitungen führen bei den klassischen Stählen zu schwankenden technologischen Kennwerten, wie bei den TRB®'s beschrieben.
Zur Erzielung eines feinkörnigen Gefüges nach dem Durchlaufglühvorgang wird bekanntermaßen in Abhängigkeit von der Rekristallisationstemperatur ein Mindest- kaltwalzgrad eingestellt, um eine entsprechende Versetzungsdichte für die
Rekristallisationsglühung einzustellen.
Ist der Kaltabwalzgrad zu gering (auch in lokalen Bereichen), kann die kritische Schwelle zur Rekristallisation nicht überwunden werden, so dass ein feinkörniges und relativ gleichmäßiges Gefüge nicht erreicht werden kann. Durch unterschiedliche Korngrößen im Kaltband stellen sich auch nach der Rekristallisation unterschiedliche Korngrößen im finalen Gefüge ein, was zu Kennwertschwankungen führt. Verschieden große Körner können beim Abkühlen von der Ofentemperatur zu
unterschiedlichen Phasenbestandteilen umwandeln und für eine weitere Inhomogenität sorgen.
Zur Erreichung des jeweils geforderten Gefüges wird das Kaltband im Durchlaufglühofen auf eine Temperatur aufgeheizt, bei der sich während der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung (zum Beispiel Dual- oder Komplexphasengefüge) einstellt.
Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Kaltbandes schmelztauchverzinkt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einer kontinuierlichen Feuerverzinkungsanlage, bei der die Wärmebehandlung oder Glühung und die nachgeschaltete Verzinkung in einem kontinuierlichen Prozess stattfinden.
Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern mit zum Beispiel aus den Schriften EP 2 028 282 A1 und EP 2 031 081 A1 bekannten Legierungskonzepten für höchstfeste Dualphasenstähle mit Mindestzugfestigkeiten von ca. 980 MPa, besteht das Problem, dass nur ein kleines Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden ist. Damit sind bereits bei minimalen Querschnittsänderungen (Dicke, Breite) Anpassungen der Prozessparameter für das Erreichen gleichmäßiger mechanischer Eigenschaften erforderlich.
Bei aufgeweiteten Prozessfenstern sind bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich.
Dies betrifft neben flexibel gewalzten Bändern mit unterschiedlichen Blechdicken über die Bandlänge vor allen Dingen auch Bänder mit unterschiedlicher Dicke und/oder unterschiedlicher Breite, die nacheinander geglüht werden müssen. Eine homogene Temperaturverteilung ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen nur schwierig zu erreichen. Dies kann bei Legierungszusammensetzungen mit zu kleinen Prozessfenstern bei der Durchlaufglühung dazu führen, dass beispielsweise das dünnere Band zu langsam durch den Ofen gefahren wird und dadurch die Produktivität gesenkt wird, oder dass das dickere Band zu schnell durch den Ofen gefahren wird und die erforderliche Glühtemperatur für das gewünschte Gefüge nicht erreicht wird. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss.
Der entscheidende Prozessparameter bei Material mit einem relativ konstanten Kaltabwalzgrad ist daher die Einstellung der Geschwindigkeit bei der Durchlaufglühung, da die Phasenumwandlung temperatur- und zeitabhängig abläuft. Je
unempfindlicher der Stahl in Bezug auf die Gleichmäßigkeit der mechanischen Eigenschaften bei Änderungen im Temperatur- und Zeitverlauf bei der Durchlaufglühung ist, desto größer ist somit das Prozessfenster. Besonders gravierend wird das Problem eines zu engen Prozessfensters bei der Glühbehandlung von Kaltbändern, die zu geringe oder zu hohe Vorbanddicken bzw. zu niedrige oder zu hohe Kaltabwalzgrade aufweisen, wie auch bei der Glühbehandlung von Bändern mit über die Bandlänge variierenden Blechdicken für die
Herstellung belastungsoptimierter Bauteile aus Kaltband, aber auch aus Warmband.
Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird beispielsweise in der DE 100 37 867 A1 beschrieben. Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte für die Gruppe der Mehrphasenstähle ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich, über die gesamte Bandlänge des Bandes gleichmäßige mechanische Eigenschaften zu erreichen. Komplexphasenstähle weisen zudem ein noch engeres Prozessfenster auf als Dualphasenstähle.
Relativ homogene mechanisch-technologische Eigenschaften von verschiedenen Kaltbändern mit variablen Vorbanddicken bzw. variablen Kaltabwalzgraden einzustellen, ist mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen. Der für die Rekristallisationsglühung notwendige
Kaltabwalzgrad führt zu einer sehr deutlichen Einschränkung in der Flexibilität der Materialerzeugung innerhalb der gesamten Prozesskette. Bereits die finale
Kaltbanddicke legt die Dicke des Warmbandes und somit die Warmbandfertigungspa- rameter fest. Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus Mehrphasenstählen bekannter Zusammensetzungen, weisen wegen des zu kleinen Prozessfensters die Bereiche mit geringerer Blechdicke aufgrund der Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung entweder zu hohe Festigkeiten durch zu große Martensitanteile auf oder die Bereiche mit größerer Blechdicke erreichen zu geringe Festigkeiten durch zu geringe Martensitanteile.
Homogene mechanisch-technologische Eigenschaften über die Bandlänge oder - breite sind mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen.
Die bekannten Legierungskonzepte für Mehrphasenstähle sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb insbesondere für die Kaltbandfertigung mit variablen Vorbanddicken und variablen Kaltabwalzgraden, sowie für flexibel gewalzte Bänder, ungeeignet.
Aus der Offenlegungsschrift DE 10 2012 002 079 A1 ist ein höchstfester Mehrpha- senstahl mit Mindestzugfestigkeiten von 950 MPa bekannt, der zwar schon ein sehr breites Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aufweist, es hat sich jedoch gezeigt, dass auch mit diesem Stahl weder variable Vorbanddicken, noch variable Kaltabwalzgrade, mit einer einzigen Warmbanddicke (Masterwarmbanddicke) unter Realisierung gleichmäßiger Werkstoffeigenschaften zu erreichen sind.
Aus der Offenlegungsschrift DE 10 2015 1 1 1 177 A1 ist ein höchstfester Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten von 980 MPa bekannt, der schon ein sehr breites Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aufweist, wie auch beispielsweise mit einer einzigen Warmbanddicke (Masterwarmbanddicke) unter Realisierung variabler Kaltabwalzgrade, durchlaufgeglühte Kaltbänder mit unterschiedlichen Dicken und mit gleichmäßigen Werkstoffeigenschaften erreichen kann.
Aus der Offenlegungsschrift DE 10 2014 017 274 A1 ist ein höchstfester lufthärtbarer Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten im nicht luftgehärteten Zustand von 950 MPa bekannt, der zwar schon ein sehr breites Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aufweist, wie auch beispielsweise mit einer einzigen Warmbanddicke (Masterwarmbanddicke) unter Realisierung variabler Kaltabwalzgrade, durchlaufgeglühte Kaltbänder, mit unterschiedlichen Dicken und mit gleichmäßigen Werkstoffeigenschaften erreichen kann und für den anschließenden Lufthärtungsprozess geeignet ist.
Das Ziel, die resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und Bandlänge durch die gesteuerte Einstellung der Volumenanteile der Gefügebestandteile zu erreichen, hat oberste Priorität und ist nur durch ein vergrößertes Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb zur Lösung der vorliegenden Problematik, insbesondere bei flexibel gewalzten Bändern, ungeeignet. Mit den bekannten Legierungskonzepten sind derzeit nur Stähle einer Festigkeitsklas- se mit definierten Querschnittsbereichen (Banddicke und Bandbreite) darstellbar, so dass für unterschiedliche Festigkeitsklassen und/oder Querschnittsbereiche veränderte Legierungskonzepte notwendig sind.
Bei der Stahlherstellung zeigt sich ein Trend zur Reduzierung des Kohlenstoffäquiva- lents, um eine verbesserte Kaltverarbeitung (Kaltwalzen, Kaltumformen) sowie bessere Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
Aber auch die Schweißeignung - charakterisiert unter anderem durch das Kohlenstoffäquivalent - ist eine wichtige Beurteilungsgröße.
Beispielsweise werden in den nachfolgenden Kohlenstoffäquivalenten
CEV(IIW) = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40
PCM = C + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5 B
die charakteristischen Standardelemente, wie Kohlenstoff und Mangan, sowie Chrom bzw. Molybdän und Vanadium berücksichtigt (Gehalte in Gew.-%).
Stand der Technik ist auch, dass eine Zunahme der Festigkeit durch das mengenmäßige Steigern von Kohlenstoff und/oder Silizium und/oder Mangan sowie eine
Zunahme der Festigkeit über die Gefügeeinstellungen und die Mischkristallverfestigung (Mischkristallhärtung) erreicht wird.
Durch die Mengensteigerung der vorgenannten Elemente verschlechtern sich jedoch zunehmend die Materialverarbeitungseigenschaften, beispielsweise beim Schweißen, Umformen und Schmelztauchveredeln.
Bei der Stahlherstellung zeigt sich allerdings ein Trend zur Reduzierung des
Kohlenstoff- und/oder Mangangehaltes, um eine verbesserte Kaltverarbeitung sowie bessere Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
Ein Beispiel ist der Lochaufweittest zur Beschreibung und Quantifizierung des
Kantenrissverhaltens. Bei entsprechend optimierten Stahlsortenanpassungen erwartet der Stahlanwender höhere Werte als beim Standardmaterial. Aber auch die
Schweißeignung, charakterisiert durch das Kohlenstoffäquivalent, rückt weiter in den Fokus. Von der Automobilindustrie werden zunehmend Stahlsorten nachgefragt mit je nach Anwendungsfall deutlich unterschiedlichen Anforderungen hinsichtlich des
Verhältnisses der Streckgrenze (Re) bzw. Dehngrenze (Rp0,2) zur Zugfestigkeit. Das führt zu Stahlentwicklungen mit vergleichsweise großem Streckgrenzenintervall bei einem normativen Zugfestigkeitsintervall.
Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen.
Ein höheres Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) wie es für Komplexphasenstähle typisch ist, zeichnet sich auch durch den Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten der einzelnen
Gefügebestandteile zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt.
Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit Mindestzugfestigkeiten von 980 MPa ist sehr vielfältig und zeigt sehr große Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Mangan, Phosphor, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän, wie auch in der Zugabe von Mikrolegierungen einzeln oder in Kombinationen, sowie in den materialcharakterisierenden Sondereigenschaften, wie Lochaufweitung und abgesenkte Kohlenstoffäquivalent, etc.
Das Abmessungsspektrum ist breit und liegt im Dickenbereich von 0,50 bis 3,00 mm, wobei mengenmäßig der Bereich zwischen 0,80 bis 2,10 mm relevant ist.
Dickenbereiche unter 0,50 und über 3,00 mm sind denkbar.
Insgesamt besteht bei den bekannten Stahlgüten das Problem, dass im Hinblick auf die erforderlichen Mindestabwalzgrade beim Kaltwalzen für eine vollständige
Rekristallisation nach der Durchlaufglühung, bei einer gegebenen Vorbanddicke zur Herstellung einer Masterwarmbanddicke nach dem Warmwalzen keine Fertigungsflexibilität (s. Figur 1 , Prozessschritte 6,8 und 9 sind dann notwendig) mehr besteht im Hinblick auf zu erreichende unterschiedliche Kaltbanddicken. Insbesondere ist die Herstellung unterschiedlicher Kaltbanddicken bei einer konstanten Masterwarmband- dicke mit vergleichbaren Werkstoffeigenschaften am erzeugten Kaltband auf Grund eines zu geringen Prozessfensters nicht möglich. Zudem schränkt die Vorgabe einer konstanten Vorbanddicke zur Herstellung einer vorgegebenen konstanten Masterwarmbanddicke die Fertigungsflexibilität zusätzlich ein.
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues Legierungskonzept für einen höchstfesten Mehrphasenstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem höchstfesten Mehrphasenstahl und ein nach diesem Verfahren hergestelltes Stahlband anzugeben, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglü- hung von Kaltbändern so erweitert werden kann, dass aus unterschiedlichen
Vorbanddicken, einer vorgegebenen Warmbanddicke (Masterwarmbanddicke) unterschiedliche Kaltbanddicken beziehungsweise aus verschiedenen Warmbanddicken eine Kaltbanddicke (Masterkaltbanddicke) gefertigt werden können. Zudem sollen anstelle von konstanten Vorbanddicken variable Vorbanddicken vor dem Warmwalzen Anwendung finden können.
Hierbei sollen möglichst gleichmäßige Kaltband-Werkstoffeigenschaften unabhängig von der eingestellten Vorbanddicke und dem eingestellten Kaltwalzgrad erreicht werden.
Zudem soll das Prozessfenster für die Glühung, insbesondere Durchlaufglühung, von auf Enddicke kaltgewalzten Stahlbändern so erweitert werden, dass neben Bändern mit unterschiedlichen Querschnitten (Querschnittssprung) auch Stahlbänder mit über Bandlänge und ggf. Bandbreite variierender Dicke (TRB®) mit möglichst homogenen mechanisch-technologischen Eigenschaften erzeugt werden können.
Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe gelöst durch einen höchstfesten Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 980 MPa mit folgenden Gehalten in Gew.-%:
C > 0,075 bis < 0,1 15
Si > 0,400 bis < 0,500
Mn > 1 ,900 bis < 2,350
Cr > 0,250 bis < 0,400
AI > 0,010 bis < 0,060 N > 0,0020 bis < 0,0120
P < 0,020
S < 0,0020
Ti > 0,005 bis < 0,060
Nb > 0,005 bis < 0,060
V > 0,005 bis < 0,020
B > 0,0005 bis < 0,0010
Mo > 0,200 bis < 0,300
Ca > 0,0010 bis < 0,0060
Cu < 0,050
Ni < 0,050
Sn < 0,040
H < 0,0010 Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter
Verunreinigungen, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung, insbesondere Durchlaufglühung, von Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn-Si+Cr > 1 ,750 Gew.-% bis < 2,250 Gew.-% beträgt. Mathematisch soll dies heißen, dass die Gehaltsangaben von Mn und Cr addiert und der von Si subtrahiert wird und die so erhaltene Summe (Ergebnis) größer gleich 1 ,750 und kleiner gleich 2,250 Gew.-% sein soll. Analoges gilt für die weiteren entsprechenden Summengehalte. Mit dem erfindungsgemäßen Legierungskonzept werden die mechanischtechnologischen Eigenschaften in einem engen Bereich für Kaltbänder mit variabler Vorbanddicke vor dem Warmwalzen, wie auch variablen Kaltabwalzgraden beim Kaltwalzen sicher erreicht. Durch variable Vorbanddicken kann der Kaltwalzprozess dadurch positiv beeinflusst werden, dass die Schritte Weichglühen von Warmband vor dem Kaltwalzen, Doppelkaltwalzen, Weichglühen des kaltgewalzten Bandes vor dem nächsten Kaltwalzschritt, ohne negative Folgen auf die Herstellung der oben beschriebenen Masterwarmbanddicke bzw. Masterkaltbanddicke erfolgen.
Maßgebend hierfür ist eine ausgewählte eng gehaltene Legierungszusammensetzung mit Schwerpunkt auf einen eingeschränkten und kaltbanddickenabhängigen Chrom- Gehalt, der sich als sehr positiv zur Erreichung gleichmäßiger Werkstoffeigenschaften bei unterschiedlichen Vorbanddicken, wie auch unterschiedlichen Kaltabwalzgraden herausgestellt hat. Darüber hinaus werden die darstellbaren mechanischtechnologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und
Bandlänge durch die gesteuerte Einstellung der Volumenanteile der Gefügephasen erreicht.
Des Weiteren kann die bisherige Herstellungsphilosophie, dass die finale Kaltbanddicke (Enddicke) die notwendige Warmbanddicke bestimmt und eine Standard- Vorbanddicke notwendig ist, dahingehend verlassen werden, dass für verschiedene Kaltbanddicken eine ausgewählte Vorbanddicke und nur noch eine ausgewählte Masterwarmbanddicke benötigt wird. Es ist aber auch vorteilhaft möglich, eine zu erzielende Kaltbanddicke aus unterschiedlichen Warmbanddicken analog herzustellen. Dies steigert in erheblichem Maße die Flexibilität in der Fertigung und verringert zudem die Produktionskosten.
Somit kann aus dem Mehrphasenstahl im Zustand einer Bramme ein Vorband erzeugt werden, welches anschließend mit der zu erzielenden Warmbandenddicke
warmgewalzt wird.
Auch ist es möglich, ausgehend von einer zuvor festgelegten Brammendicke von zum Beispiel 250 mm und einem zuvor ausgewählten Vorbandband mit einer definierten, aber variablen Dicke, Warmbänder mit gleicher Dicke mit Abwalzgraden von 72 % bis 87 % mit der zu erzielenden Enddicke warmzuwalzen.
Vorteilhaft lassen sich damit bei unterschiedlich dicken Stahlbändern beim
Durchlaufglühen vergleichbare Gefügezustände und mechanische Kennwerte der Bänder durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit im Zuge der
Wärmebehandlung eingestellt werden.
Der erfindungsgemäße Stahl bietet zudem den Vorteil eines deutlich vergrößerten Prozessfensters im Vergleich zu den bekannten Stählen. Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kaltband mit Mehrphasengefü- ge. Somit können für durchlaufgeglühte Kaltbänder homogenere mechanisch- technologische Eigenschaften bei Bändern mit variablen Kaltabwalzgraden sowie im Band oder im Übergangsbereich zweier Bänder auch bei unterschiedlichen
Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern gewährleistet werden.
Erfindungsgemäß kann aus dem erfinderischen Mehrphasenstahl ein Stahlband hergestellt werden, in dem aus dem Mehrphasenstahl ein Warmband erzeugt wird, aus dem Warmband das Stahlband mit der zu erzielenden Enddicke kaltgewalzt wird und anschließend das Stahlband geglüht, insbesondere durchlaufgeglüht, wird.
Die Eigenschaften des Mehrphasenstahls machen es möglich, dass ausgehend von einer variierbaren Vorbanddicke, einem ausgewählten Masterwarmband mit einer bestimmten Dicke beziehungsweise ausgewählten Warmbändern mit verschiedenen Dicken in einen weiten Bereich von Kaltabwalzgraden von 10 % bis 70 % Stahlbänder mit der zu erzielenden Enddicke kaltgewalzt werden. Hierbei wird erfindungsgemäß in Abhängigkeit von der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes die chemische Zusammensetzung des Mehrphasenstahls gewählt. Somit ist es möglich, innerhalb von wählbaren Dickenabstufungen des zu erzielenden Kaltbandes aus einem Masterwarmband mit einer Dicke entsprechende Kaltbänder mit einer oder mehreren Enddicken oder aber aus unterschiedlichen Warmbanddi- cken ein Masterkaltband mit einer einheitlichen Dicke zu erzeugen.
Zur Erreichung von gleichmäßigen mechanischen Eigenschaften hat es sich als vorteilhaft herausgestellt, dass das Stahlband auf eine Enddicke von 0,50 bis 3,00 mm kaltgewalzt wird und in Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke zuvor die chemische Zusammensetzung des Mehrphasenstahls wie folgt gewählt wird, auch wenn variable Vorbanddicken Anwendung finden.
Bezüglich der Einsatzmöglichkeit von variablen Vorbanddicken stellte es sich als besonders vorteilhaft heraus, dass der Summengehalt von Mn-Si+Cr in Abhängigkeit von der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes wie folgt gewählt wird:
Enddicke 0,50 bis einschließlich 1 ,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr > 1 ,750 Gew.-% bis < 2,030 Gew.-%,
Enddicke über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr > 1 ,940 Gew.-% bis < 2, 1 10 Gew.-% Enddicke über 2,00 bis einschließlich 3,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr > 2,020 Gew.-% bis < 2,220 Gew.-%.
Des Weiteren stellte es sich als vorteilhaft heraus, dass der Summengehalt von Mn- Si+Cr+Mo in Abhängigkeit von der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes wie folgt gewählt wird:
Enddicke 0,50 bis einschließlich 1 ,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr+Mo > 1 ,950 Gew.-% bis < 2,280 Gew.-%,
Enddicke über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr+Mo > 2,140 Gew.-% bis < 2,360 Gew.-%
Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr+Mo > 2,220 Gew.-% bis < 2,470 Gew.-%. Die zu erzielende Enddicke des Stahlbandes steht somit im Zusammenhang mit der Legierungszusammensetzung des aus dem Mehrphasenstahl hergestellten
Vorbandes bzw. Warmbandes.
Außerdem als vorteilhaft hat sich herausgestellt, dass das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) in Abhängigkeit von der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes wie folgt gewählt wird:
Enddicke 0,50 mm bis einschließlich bis 1 ,00 mm:
C-Gehalt < 0,100 Gew.-% und Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,62%,
Enddicke über 1 ,00 mm bis einschließlich 2,00 mm:
C-Gehalt < 0,105 Gew.-% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,64%, Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm:
C-Gehalt < 0,1 15 Gew.-% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,66%.
Auch hat es sich als vorteilhaft ergeben, dass der Mn-Gehalt in Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes wie folgt gewählt wird:
Enddicke 0,50 bis einschließlich bis 1 ,00 mm:
Mn-Gehalt > 1 ,900 Gew.-% bis < 2,200 Gew.-%,
Enddicke über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm:
Mn-Gehalt > 2,050 Gew.-% bis < 2,250 Gew.-%, Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm:
Mn-Gehalt > 2,100 Gew.-% bis < 2,350 Gew.-%.
Bezüglich des Einsatzes von variablen Vorbanddicken stellte es sich als besonders vorteilhaft heraus, dass der Cr-Gehalt und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) in Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes wie folgt gewählt wird:
Enddicke 0,50 bis einschließlich bis 1 ,00 mm:
Cr-Gehalt > 0,260 Gew.-% bis < 0,330 Gew.-%
und Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,62%,
Enddicke über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm:
Cr-Gehalt > 0,290 Gew.-% bis < 0,360 Gew.-%
und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,64%,
Enddicke über 2,00 bis einschließlich 3,00 mm:
Cr-Gehalt > 0,320 Gew.-% bis < 0,370 Gew.-%
und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,66%.
Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen Bandquerschnitten, wie auch für Bänder mit variierender Blechdicke über Bandlänge bzw. Bandbreite. Zum Beispiel ist damit eine Prozessierung von Kaltbändern mit variablen Kaltabwalzgraden möglich.
Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren erzeugte höchstfeste
Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Blechdicken erzeugt, können aus diesem Material vorteilhaft belastungsoptimierte Bauteile umformtechnisch hergestellt werden.
Das erzeugte Material kann als Kaltband über eine Feuerverzinkungslinie oder eine reine Durchlaufglühanlage erzeugt werden im dressierten und undressierten und auch im wärmebehandelten Zustand (Überalterung) sowie im gereckten und nicht gereckten Zustand (Streckbiegerichten).
Gleichzeitig besteht die Möglichkeit, durch gezielte Variierung der Prozessparameter die Gefügeanteile so einzustellen, dass Stähle in unterschiedlichen Festigkeitsklas- sen, beispielsweise mit Streckgrenzen zwischen 550 MPa und 950 MPa, sowie Zugfestigkeiten zwischen 980 MPa und 1 140 MPa darstellbar sind.
Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung können Stahlbänder durch eine interkritische Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung erzeugt werden, die zu einem Dual- bzw. Mehrphasengefüge führt.
Als vorteilhaft haben sich Glühtemperaturen von etwa 700 bis 950°C herausgestellt. Abhängig vom Gesamtprozess (nur Durchlaufglühen oder mit zusätzlicher
Schmelztauchveredelung) gibt es erfindungsgemäß unterschiedliche Ansätze für eine Wärmebehandlung.
Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das auf Enddicke kaltgewalzte Stahlband ausgehend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abgekühlt. Optional kann vorab mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine vorherige Zwischentemperatur von 300 bis 500°C abgekühlt werden. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt abschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (siehe Verfahren 1 , Figur 8a).
Alternativ kann mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s von der Zwischentemperatur von 300 bis 500°C bis auf Raumtemperatur abgekühlt werden.
Bei einer Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Die Kühlung wird wie oben beschrieben vor dem Eintritt in das Schmelzbad angehalten und erst nach dem Austritt aus dem Bad bis zum Erreichen der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt.
Abhängig von der Schmelzbadtemperatur ergibt sich dabei eine Haltetemperatur im Schmelzbad von ca. 400 bis 470°C. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (siehe Verfahren 2, Figur 8b).
Die zweite Variante der Temperaturführung bei der Schmelztauchveredelung beinhaltet das Halten der Temperatur für ca. 1 bis 20 s bei der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 350°C und ein anschließendes Wiedererwärmen auf die zur
Schmelztauchveredelung benötigte Temperatur von ca. 400 bis 470°C. Das Band wird nach der Veredelung wieder auf ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Die Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (siehe Verfahren 3, Figur 8c). Bei den bekannten Dualphasenstählen sind neben Kohlenstoff auch Mangan, Chrom und Silizium für die Umwandlung von Austenit zu Martensit verantwortlich. Erst die erfindungsgemäße Kombination der in den angegebenen Grenzen zulegierten Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Stickstoff, Molybdän und Chrom sowie Niob, Titan und Bor in engen Bereichen sichert einerseits die geforderten mechanischen Eigenschaften wie Mindestzugfestigkeiten von 980 MPa bei gleichzeitig deutlich verbreitertem Prozessfenster bei der Durchlaufglühung.
Werkstoffcharakteristisch ist auch, dass durch die Zugabe von Mangan mit ansteigenden Gewichtsprozenten das Ferritgebiet zu längeren Zeiten und tieferen Temperaturen während der Abkühlung verschoben wird, ähnlich wirken auch die Elemente Kohlenstoff, Chrom, Molybdän sowie Bor. Die Anteile von Ferrit werden dabei durch erhöhte Anteile von Bainit je nach Prozessparameter mehr oder weniger stark reduziert. Durch die Einstellung eines niedrigen Kohlenstoffgehaltes von < 0,1 15 Gew.-% kann das Kohlenstoffäquivalent reduziert werden, wodurch die Schweißeignung verbessert und zu große Aufhärtungen beim Schweißen vermieden werden. Beim Widerstands- punkt-schweißen kann darüber hinaus die Elektrodenstandzeit deutlich erhöht werden.
Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher beschrieben. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung, wenn notwendig, berücksichtigt. Begleitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind, bzw.
herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen. Wasserstoff (H) kann als einziges Element, ohne Gitterverspannungen zu erzeugen, durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im
Eisengitter relativ beweglich ist und während der Verarbeitung des Stahls verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden.
Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstofffallen und können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen.
Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten
Delayed-Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als auslösender Grund genannt. Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Aus vorgenannten Gründen ist der Wasserstoffgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf < 0,0010 Gew.-% (10 ppm) bzw. vorteilhafterweise auf < 0,0008 Gew.-%, optimal auf < 0,0005 Gew.-% begrenzt.
Ein gleichmäßigeres Gefüge, das bei dem erfindungsgemäßen Stahl u.a. durch sein aufgeweitetes Prozessfenster erzielt wird, vermindert zudem die Anfälligkeit gegenüber einer Wasserstoffversprödung.
Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase. Bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren.
Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes im Zuge einer Desoxidation des Stahls mit Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen.
Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Phosphor (P) ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings im Allgemeinen versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da dieser unter anderem durch seine geringe Löslichkeit im erstarrenden Medium stark zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300°C herauf. Während des Warmwalzens können oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu Bruchaufreißungen führen. In einigen Stählen wird Phosphor allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0,1 Gew.%) als Mikrolegierungs- element verwendet beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free), Bake- Hardening-Stählen oder auch in einigen Legierungskonzepten für Dualphasenstähle. Der erfindungsgemäße Stahl unterscheidet sich von bekannten Analysenkonzepten, die Phosphor als Mischkristallbildner verwenden unter anderem dadurch, dass Phosphor nicht zulegiert, sondern möglichst niedrig eingestellt wird.
Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt. Vorzugsweise sollte P < 0,020 Gew.-% sein.
Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Schwefel ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, einen möglichst sehr geringen Gehalt an Schwefel in der Schmelze, beispielsweise durch eine Vakuumbehandlung, zu erreichen. Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt. Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen, wie zum Beispiel zu ausgeprägten Martensitzeilen statt verteilter Martensitinseln, anisotropem
Werkstoffverhalten, verminderter Bruchdehnung. Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf < 0,0020 Gew.-% bzw. vorteilhafterweise auf < 0,0015 Gew.-%, optimal auf < 0,0010 Gew.-% begrenzt.
Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die Zusammenhänge können demnach durchaus vielseitig und komplex sein. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.
Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung von bis zu 2,06 Gew.-% wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei
Dualphasenstählen für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung beträgt sein Anteil gemäß EN 10346 bzw. VDA 239-100 maximal 0,230 Gew.-%, ein Mindestwert ist nicht vorgegeben. Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im α-Eisen maximal 0,02% und im o Eisen maximal 2,06%. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich und ist damit unerlässlich für die Bildung einer ausreichenden Menge an Martensit. Zu hohe Kohlenstoffgehalte erhöhen jedoch den Härteunterschied zwischen Ferrit und Martensit und schränken die Schweißbarkeit ein. Um die Anforderungen an zum Beispiel hohe Lochaufweitung und Biegewinkel sowie verbesserte Schweißbarkeit zu erfüllen, enthält der erfindungsgemäße Stahl
Kohlenstoffgehalte von < 0,1 15 Gew.-%.
Durch die unterschiedliche Löslichkeit des Kohlenstoffs in den Phasen werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des Austenitgebietes zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelöstem Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase.
Kohlenstoff bildet zudem Karbide. Eine nahezu in jedem Stahl vorkommende
Gefügephase ist der Zementit (FesC). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sonderkarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob aber auch Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit, eine verbesserte Lochaufweitung, einen verbesserten Biegewinkel und einen ausreichenden Widerstand gegen wasserstoffinduzierte Rissbildung (Delayed fracture free) sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,075 Gew.-% und der maximale C-Gehalt auf 0,1 15 Gew.-% festgelegt, vorteilhaft sind Gehalte mit einer querschnittsabhängigen Differenzierung, wie:
Enddicke 0,50 mm bis einschließlich 1 ,00 mm (C < 0,100 Gew.-%)
Enddicke über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm (C < 0,105 Gew.-%)
Enddicke über 2,00 bis einschließlich 3,00 mm (C < 0,1 15 Gew.-%). Des Weiteren ist es vorteilhaft, eine banddickenabhängige Differenzierung des Kohlenstoffgehaltes in Kombination mit dem Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) einzuhalten.
Enddicke 0,50 bis einschließlich 1 ,00 mm (C < 0,100 Gew.-%) bei einem Kohlenstoff- äquivalent CEV(IIW) von < 0,62, Enddicke über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm (C < 0,105 Gew.-%) bei einem
Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) von < 0,64%,
Enddicke über 2,00 bis einschließlich 3,00 mm (C < 0,1 15 Gew.-%) bei einem
Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) von < 0,66%.
Silizium (Si) bindet beim Vergießen Sauerstoff und wird daher zur Beruhigung im Zuge der Desoxidation des Stahls verwendet. Wichtig für die späteren Stahleigenschaften ist, dass der Seigerungskoeffizient deutlich geringer ist als beispielsweise der von Mangan (0,16 im Vergleich zu 0,87). Seigerungen führen allgemein zu einer zeiligen Anordnung der Gefügebestandteile, welche die Umformeigenschaften, wie zum Beispiel die Lochaufweitung und Biegefähigkeit, verschlechtern.
Werkstoffcharakteristisch bewirkt die Zugabe von Silizium eine starke Mischkristallverfestigung. Überschlägig bewirkt eine Zugabe von 0,1 % Silizium eine Erhöhung der Zugfestigkeit um ca. 10 MPa, wobei sich bei einer Zugabe bis zu 2,2% Silizium die Dehnung nur geringfügig verschlechtert. Dies wurde für unterschiedliche Blechdicken und Glühtemperaturen untersucht. Die Steigerung von 0,2 auf 0,5% Silizium bewirkte eine Festigkeitszunahme von ca. 20 MPa in der Streckgrenze und ca. 70 MPa in der Zugfestigkeit. Die Bruchdehnung nimmt dabei um etwa 2% ab. Letzteres liegt unter anderem daran, dass Silizium die Löslichkeit von Kohlenstoff im Ferrit herabsetzt und die Aktivität von Kohlenstoff im Ferrit erhöht, somit die Bildung von Karbiden verhindert, welche als spröde Phasen die Duktilität mindern, was wiederum die Umformbarkeit verbessert. Durch die geringe festigkeitssteigernde Wirkung von Silizium innerhalb der Spanne des erfindungsgemäßen Stahles wird die Grundlage für ein breites Prozessfenster geschaffen.
Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten und Temperaturen verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der Abschreckung ermöglicht. Beim Warmwalzen wird dadurch eine Grundlage für eine verbesserte Kaltwalzbarkeit geschaffen. Beim Schmelztauchveredeln wird durch die beschleunigte Ferritbildung der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und so stabilisiert. Da Silizium die Karbidbildung behindert, wird der Austenit zusätzlich stabilisiert. Somit lässt sich bei der beschleunigten Abkühlung die Bildung von Bainit zugunsten von Martensit unterdrücken. Die Zugabe von Silizium in der erfindungsgemäßen Spanne hat zu weiteren im Folgenden beschriebenen überraschenden Effekten geführt. Die oben beschriebene Verzögerung der Karbidbildung könnte zum Beispiel auch durch Aluminium
herbeigeführt werden. Aluminium bildet jedoch stabile Nitride, so dass nicht ausreichend Stickstoff für die Bildung von Karbonitriden mit Mikrolegierungselemen- ten zur Verfügung steht. Durch die Legierung mit Silizium besteht dieses Problem nicht, da Silizium weder Karbide noch Nitride bildet. Somit wirkt sich Silizium indirekt positiv auf die Ausscheidungsbildung durch Mikrolegierungen aus, die sich wiederum positiv auf die Festigkeit des Werkstoffs auswirken. Da die Erhöhung der Umwand- lungstemperaturen durch Silizium tendenziell Kornvergröberung begünstigt, ist eine Mikrolegierung mit Niob, Titan und Bor besonders zweckmäßig, wie auch die gezielte Einstellung des Stickstoffgehaltes im erfindungsgemäßen Stahl.
Beim Warmwalzen soll es bekanntermaßen bei höher siliziumlegierten Stählen zur Bildung von stark haftendem roten Zunder und zu erhöhter Gefahr von Zundereinwalzungen kommen, was Einfluss auf das anschließende Beizergebnis und die
Beizproduktivität haben kann. Dieser Effekt konnte beim erfindungsgemäßen Stahl mit 0,400 bis 0,500% Silizium nicht festgestellt werden, wenn die Beizung vorteilhaft mit Salzsäure statt mit Schwefelsäure durchgeführt wird.
Bezüglich der Verzinkbarkeit siliziumhaltiger Stähle wird u.a. in der DE 196 10 675 C1 ausgeführt, dass Stähle mit bis zu 0,800 Gew.-% Silizium bzw. bis zu 2,000 Gew.-% Silizium nicht feuerverzinkbar seien aufgrund der sehr schlechten Benetzbarkeit der Stahloberfläche mit dem flüssigen Zink.
Neben der Rekristallisation des walzharten Kaltbandes bewirken die atmosphärischen Bedingungen während der Glühbehandlung in einer kontinuierlichen Schmelztauch- beschichtungsanlage eine Reduktion von Eisenoxid, das sich beispielsweise beim Kaltwalzen oder infolge der Lagerung bei Raumtemperatur auf der Oberfläche ausbilden kann. Für sauerstoffaffine Legierungsbestandteile, wie zum Beispiel
Silizium, Mangan, Chrom, Bor ist die Gasatmosphäre jedoch oxidierend mit der Folge, dass eine Segregation und selektive Oxidation dieser Elemente auftreten kann. Die selektive Oxidation kann sowohl extern, das heißt auf der Substratoberfläche, als auch intern innerhalb der metallischen Matrix stattfinden. Es ist bekannt, dass insbesondere Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundiert und allein oder zusammen mit Mangan Oxide an der Stahloberfläche bildet. Diese Oxide können den Kontakt zwischen Substrat und Schmelze unterbinden und die Benetzungsreaktion verhindern bzw. deutlich verschlechtern. Hierdurch können unverzinkte Stellen, so genannte„Bare Spots", oder sogar großflächige Bereiche ohne Beschichtung auftreten. Des Weiteren kann durch eine verschlechterte
Benetzungsreaktion mit der Folge einer unzureichenden Hemmschichtausbildung die Adhäsion der Zink- bzw. Zinklegierungsschicht auf dem Stahlsubstrat vermindert werden.
Entgegen dieses allgemeinen Fachwissens wurde im Rahmen von Versuchen überraschend festgestellt, dass allein durch eine geeignete Ofenfahrweise beim Rekristallisationsglühen und beim Durchlaufen des Schmelztauchbades eine gute Schmelztauchveredelung des Stahlbandes und eine gute Haftung des Überzuges erreicht werden kann.
Hierzu ist zunächst sicherzustellen, dass die Bandoberfläche durch eine chemischmechanische bzw. thermisch-hydromechanische Vorreinigung frei von Zunderresten, Beiz- bzw. Walzöl oder anderen Schmutzpartikeln ist. Um zu verhindern, dass Siliziumoxide an die Bandoberfläche gelangen, sind ferner Methoden zu ergreifen, die die innere Oxidation der Legierungselemente unterhalb der Werkstoffoberfläche fördern. Abhängig von der Anlagenkonfiguration kommen hier unterschiedliche Maßnahmen zur Anwendung. Bei einer Anlagenkonfiguration, bei der der Glühprozessschritt ausschließlich in einem Strahlrohrofen (radiant tube furnace: RTF) durchgeführt wird (siehe Verfahren 3 in Figur 8c), kann die innere Oxidation der Legierungselemente durch Einstellung des Sauerstoffpartialdrucks der Ofenatmosphäre (N2-H2-Schutzgasatmosphäre) gezielt beeinflusst werden. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt.
-12 > Log p02 > -5*Sr0'25 - 3*Mn-°'5 -0,rCr°'5 -7*(-ln Bf5
Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar. Bei einer Anlagenkonfiguration, in der der Ofenbereich aus einer Kombination von einem direkt befeuerten Ofen (direct fired furnace: DFF bzw. non-oxidizing furnace: NOF) und einem nachfolgenden Strahlrohrofen besteht (siehe Verfahren 2 in Figur 8b), lässt sich die selektive Oxidation der Legierungselemente ebenfalls über die Gasatmosphären der Ofenbereiche beeinflussen.
Über die Verbrennungsreaktion im NOF lassen sich der Sauerstoffpartialdruck und damit das Oxidationspotential für Eisen und die Legierungselemente einstellen. Diese ist so einzustellen, dass die Oxidation der Legierungselemente intern unterhalb der Stahloberfläche stattfindet und sich ggfs. eine dünne Eisenoxidschicht auf der Stahloberfläche nach dem Durchlauf des NOF-Bereichs ausbildet. Erreicht wird dies zum Beispiel durch Reduzierung des CO-Werts unter 4 Vol.-%. Im nachfolgenden Strahlrohrofen werden unter Isb-F -Schutzgasatmosphäre die ggfs. gebildete Eisenoxidschicht reduziert und gleichermaßen die Legierungselemente weiter intern oxidiert. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck in diesem Ofenbereich muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt.
-18 > Log p02 > -5*Si" 3 - 2,2*Mn-°'45 -0,rCr 4 -12,5*(-ln Bf25
Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
Im Übergangsbereich zwischen Ofen— > Zinkpott (Rüssel) ist der Taupunkt der Gasatmosphäre (Isb-F -Schutzgasatmosphäre) und damit der Sauerstoffpartialdruck so einzustellen, dass eine Oxidation des Bandes vor dem Eintauchen in das
Schmelzbad vermieden wird. Als vorteilhaft haben sich Taupunkte im Bereich von -30 bis -40°C herausgestellt.
Durch die oben beschriebenen Maßnahmen im Ofenbereich der kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsanlage wird die oberflächliche Ausbildung von Oxiden verhindert und eine gleichmäßige, gute Benetzbarkeit der Bandoberfläche mit der flüssigen Schmelze erzielt. Wird anstelle der Schmelztauchveredelung (hier z.B. das Feuerverzinken) die
Verfahrensroute über ein kontinuierliches Glühen mit nachfolgender elektrolytischer Verzinkung gewählt (siehe Verfahren 1 in Figur 8a), sind keine besonderen
Vorkehrungen notwendig, um die Verzinkbarkeit zu gewährleisten. Es ist bekannt, dass die Verzinkung höherlegierter Stähle wesentlich einfacher durch elektrolytische Abscheidung als durch kontinuierliche Schmelztauchverfahren realisierbar ist. Beim elektrolytischen Verzinken wird reines Zink direkt an der Bandoberfläche abgeschieden. Um den Elektronenstrom zwischen Stahlband und den Zink-Ionen und damit die Verzinkung nicht zu behindern, muss gewährleistet sein, dass keine flächendeckende Oxidschicht auf der Bandoberfläche vorhanden ist. Diese Bedingung wird in der Regel durch eine standardmäßige reduzierende Atmosphäre während der Glühung und eine Vorreinigung vor der Elektrolyse gewährleistet. Um ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung und eine ausreichende
Verzinkbarkeit sicherzustellen, werden der minimale Silizium-Gehalt auf 0,400 Gew.- % und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,500 Gew.-% festgelegt.
Mangan (Mn) wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die α-/γ- Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen.
Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Mehrphasenstählen, wie beispielsweise bei Dualphasenstählen, ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbar- keit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
Gleichzeitig wird jedoch durch die Zugabe von Mangan das Härteverhältnis zwischen Martensit und Ferrit erhöht. Außerdem wird die Zeiligkeit des Gefüges verstärkt. Ein hoher Härteunterschied zwischen den Phasen und die Ausbildung von Martensitzeilen haben ein niedrigeres Lochaufweitvermögen zur Folge, was gleichbedeutend mit einer erhöhten Kantenrissempfindlichkeit ist. Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Silizium und Aluminium) können Manganoxide (zum Beispiel MnO) und/oder Mn-Mischoxide (zum Beispiel Mn2SiC>4) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher giobuiare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Mn-Oxiden bzw. Mn-Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert.
Der Mangan-Gehalt wird aus den genannten Gründen auf 1 ,900 Gew.-% bis 2,350 Gew.-% festgelegt. Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft, eine banddi- ckenabhängige Differenzierung des Mangangehaltes einzuhalten.
Bei einer Enddicke von 0,50 bis einschließlich 1 ,00 mm liegt der Mangan-Gehalt bevorzugt in einem Bereich zwischen > 1 ,900 Gew.-% bis < 2,200 Gew.-%, bei Enddicken von 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm zwischen > 2,050 Gew.-% bis < 2,250 Gew.-% und bei Enddicken von 2,00 bis einschließlich 3,00 mm zwischen > 2,100 Gew.-% bis < 2,350 Gew.-%.
Eine weitere Besonderheit der Erfindung ist, dass die Variation des Mangan-Gehalts durch gleichzeitige Veränderung des Silizium-Gehalts kompensiert werden kann. Die Festigkeitssteigerung (hier die Streckgrenze, engl, yield strength, YS) durch Mangan und Silizium wird im Allgemeinen gut durch die Pickering-Gleichung beschrieben:
YS (MPa) = 53,9 + 32,34 [Gew.-%Mn] + 83,16 [Gew.-%Si] +354,2 [Gew.-%N] + 17,402 d<"1/2)
Diese beruht jedoch vorrangig auf dem Effekt der Mischkristallhärtung, der nach dieser Gleichung für Mangan schwächer ist als für Silizium. Gleichzeitig erhöht Mangan jedoch, wie oben erwähnt, die Härtbarkeit deutlich, wodurch sich bei Mehrphasenstählen der Anteil an festigkeitssteigernder Zweitphase signifikant erhöht. Daher ist die Zugabe von 0,1 % Silizium in erster Näherung mit der Zugabe von 0,1 % Mangan im Sinne der Festigkeitserhöhung gleichzusetzen. Für einen Stahl der erfindungsgemäßen Zusammensetzung und einer Glühung, die die erfindungsgemäßen Zeit-Temperatur-Parameter einschließt, hat sich auf empirischer Grundlage folgender Zusammenhang für die Streckgrenze und die Zugfestigkeit (engl, tensile strength, TS) ergeben:
YS (MPa) = 185,7 + 147,9 [Gew.-%Si] + 161 ,1 [Gew.-%Mn]
TS (MPa) = 574,8 + 189,4 [Gew.-%Si] + 174,1 [Gew.-%Mn]
Im Vergleich zur Pickering-Gleichung sind die Koeffizienten von Mangan und Silizium sowohl für die Streckgrenze als auch für die Zugfestigkeit annähernd gleich, wodurch die Möglichkeit der Substitution von Mangan durch Silizium gegeben ist. Chrom (Cr) kann einerseits in gelöster Form schon in geringen Mengen die
Härtbarkeit von Stahl erheblich steigern. Andererseits bewirkt Chrom bei entsprechender Temperaturführung in Form von Chromkarbiden eine Teilchenverfestigung. Die damit verbundene Erhöhung der Anzahl von Keimstellen bei gleichzeitig gesenktem Gehalt an Kohlenstoff führt zu einer Herabsetzung der Härtbarkeit.
In Dualphasenstählen wird durch die Zugabe von Chrom hauptsächlich die
Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensitstart- temperatur.
Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert, so dass es im Schmelztauchbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt.
Chrom ist zudem ein Karbidbildner. Sollten Chrom-Eisen-Mischkarbide vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die Chromkarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen.
Chrom neigt ebenfalls dazu, während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahlober- fläche zu bilden, wodurch sich die Schmelztauchqualität verschlechtern kann. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Cr-Oxiden bzw. Cr- Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert. Der Chrom-Gehalt wird deshalb auf Gehalte von 0,250 Gew.-% bis 0,400 Gew.-% festgelegt.
Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft, eine banddi- ckenabhängige Differenzierung des Chromgehaltes einzuhalten, besonders für die Prozessierung mit variablen Vorbanddicken.
Bei einer Enddicke von 0,50 bis einschließlich 1 ,00 mm liegt der Chrom-Gehalt bevorzugt in einem Bereich zwischen > 0,260 Gew.-% bis < 0,330 Gew.-%, bei Enddicken von 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm zwischen > 0,290 Gew.-% bis < 0,360 Gew.-% und bei Enddicken von 2,00 bis einschließlich 3,00 mm zwischen > 0,320 Gew.-% bis < 0,370 Gew.-%.
Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft, eine banddi- ckenabhängige Differenzierung des Chromgehaltes in Kombination mit dem
Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) einzuhalten, auch hier besonders für die Prozessierung mit variablen Vorbanddicken.
Bei einer Enddicke von 0,50 bis einschließlich 1 ,00 mm liegt der Chrom-Gehalt bevorzugt in einem Bereich zwischen > 0,260 Gew.-% bis < 0,330 Gew.-% bei einem Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) von < 0,62%, bei Enddicken von 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm zwischen > 0,290 Gew.-% bis < 0,360 Gew.-% bei einem
Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) von < 0,66% und bei Enddicken von 2,00 bis einschließlich 3,00 mm zwischen > 0,320 Gew.-% bis < 0,370 Gew.-% bei einem Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) von < 0,66%.
Chromgehalte zwischen > 0,250 Gew.-% bis < 0,370 Gew.-% können bei Enddicken kleine 0,50 mm und zwischen > 0,370 Gew.-% bis < 0,400 Gew.-% größer 3,00 mm zur Anwendung kommen. Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän führt ähnlich wie die von Chrom und Mangan zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Gleichzeitig ist Molybdän ein starker Karbidbildner, der fein verteilte Mischkarbide, u.a. auch mit Titan, entstehen lässt. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Schmelztauchbad keine Festigkeitsverluste zu erwarten sind. Molybdän wirkt außerdem über Mischkristallhärtung, ist dabei allerdings weniger effektiv als Mangan und Silizium.
Der Gehalt an Molybdän wird daher zwischen mehr als 0,200 Gew.-% bis 0,300 Gew.-% eingestellt. Aus Kostengründen wird der Mo-Gehalt vorteilhaft auf einen Bereich zwischen mehr als 0,200 Gew.-% bis zu 0,250 Gew.-% eingestellt.
Als Kompromiss zwischen den geforderten mechanischen Eigenschaften und
Schmelztauchbarkeit hat sich als vorteilhaft für das erfindungsgemäße Legierungs- konzept ein Summengehalt von Mo+Cr von < 0,650 Gew.-% herausgestellt.
Zur Erreichung der geforderten mechanischen Kennwerte, vor allem der Mindestzugfestigkeit, ist es vorteilhaft, den Gesamtgehalt von Mangan, Silizium und Chrom, über eine Summenformel Mn-Si+Cr einzuhalten, wobei diese zwischen > 1 ,750 Gew.-% bis < 2,250 Gew.-% zu begrenzen ist, besonders für die Prozessierung mit variablen Vorbanddicken.
Als vorteilhaft zur Erreichung der geforderten mechanischen Kennwerte, vor allem der Mindestzugfestigkeit, hat sich die Festlegung des Gesamtgehaltes von Mangan, Silizium, Chrom und Molybdän über eine Summenformel Mn-Si+Cr+Mo erwiesen, wobei diese zwischen > 1 ,950 Gew.-% bis < 2,500 Gew.-% zu begrenzen ist, besonders für die Prozessierung von Bändern mit variablen Vorbanddicken.
Kupfer (Cu): Der Zusatz von Kupfer kann die Zugfestigkeit sowie die Einhärtbarkeit steigern. In Verbindung mit Nickel, Chrom und Phosphor kann Kupfer eine
schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden, die die Korrosionsrate deutlich reduzieren kann.
In Verbindung mit Sauerstoff kann Kupfer an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Kupfer ist deshalb auf < 0,050 Gew.-% festgelegt und somit bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Nickel (Ni): In Verbindung mit Sauerstoff kann Nickel an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Nickel ist deshalb auf < 0,050 Gew.-% festgelegt und somit bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Vanadium (V): Bei dem vorliegenden Legierungskonzept wird der Gehalt an
Vanadium von > 0,005 Gew.-% bis < 0,020 Gew.-% festgelegt, optimal auf > 0,005 Gew.-% bis < 0,015 Gew.-% begrenzt.
Zinn (Sn): Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Zinn nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Zinn bis auf < 0,040 Gew.-% festgelegt und somit unvermeidbare stahlbegleitende Mengen begrenzt.
Aluminium (AI) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Sauerstoff und Stickstoff werden so in
Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie Festigkeitswerte steigern.
Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren Temperaturen gebildet.
In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit im Dualphasenstahl. Es unterdrückt zudem die Karbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird Aluminium auch als Legierungselement in Restaustenitstählen (TRIP-Stählen) verwendet, um einen Teil des Siliziums zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Aluminium etwas weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion ist als Silizium. Der Aluminium-Gehalt wird deshalb auf 0,010 Gew.-% bis maximal 0,060 Gew.-% begrenzt und wird zur Beruhigung des Stahles zugegeben.
Niob (Nb): Niob wirkt im Stahl auf unterschiedliche Weise. Beim Warmwalzen in der Fertigstraße verzögert es durch die Bildung von feinstverteilten Ausscheidungen die Rekristallisation, wodurch die Keimstellendichte erhöht wird und nach der Umwandlung ein feineres Korn entsteht. Auch der Anteil an gelöstem Niob wirkt
rekristallisationshemmend. Die Ausscheidungen wirken im finalen Produkt festigkeitssteigernd. Diese können Karbide oder Karbonitride sein. Häufig handelt es sich um Mischkarbide, in die auch Titan eingebaut wird. Dieser Effekt beginnt ab 0,005 Gew.-% und wird ab 0,010 Gew.-% Niob am deutlichsten. Die Ausscheidungen verhindern außerdem das Kornwachstum während der (Teil) Austenitisierung in der Feuerverzinkung. Oberhalb von 0,060 Gew.-% Niob ist kein zusätzlicher Effekt zu erwarten. Als vorteilhaft haben sich Gehalte von 0,025 Gew.-% bis 0,045 Gew.-% herausgestellt.
Titan (Ti): Aufgrund seiner hohen Affinität zu Stickstoff wird Titan bei der Erstarrung vorrangig als TiN ausgeschieden. Außerdem tritt es zusammen mit Niob als
Mischkarbid auf. TiN kommt eine hohe Bedeutung für die Korngrößenstabilität im Stoßofen zu. Die Ausscheidungen besitzen eine hohe Temperaturstabilität, so dass sie im Gegensatz zu den Mischkarbiden bei 1200°C größtenteils als Partikel vorliegen, die das Kornwachstum behindern. Auch Titan wirkt verzögernd auf die Rekristallisation während des Warmwalzens, ist dabei jedoch weniger effektiv als Niob. Titan wirkt durch Ausscheidungshärtung. Die größeren TiN-Partikel sind dabei weniger effektiv als die feiner verteilten Mischkarbide. Die beste Wirksamkeit wird im Bereich von 0,005 Gew.-% bis 0,060 Gew.-% Titan erzielt, daher stellt dies die erfindungsgemäße Legierungsspanne dar. Hierfür haben sich Gehalte von 0,025 Gew.-% bis 0,045 Gew.-% als vorteilhaft herausgestellt.
Bor (B): Bor ist ein extrem effektives Legierungsmittel zur Realisierung variabler Kaltabwalzgrade. In Versuchen hat sich überraschend gezeigt, dass der erfindungsgemäß sehr enge Bereich für die Zugabe von Bor eine ausgeprägte Wirkung hinsichtlich der Gleichmäßigkeit der mechanischen Eigenschaften der erzeugten Kaltbänder mit variablem Kaltabwalzgrad in der nachfolgenden Prozessierung aufweist. Diese ausgeprägte Wirkung führt erst zu der Möglichkeit, anstelle mit einem relativ konstanten Kaltabwalzgrad definierte Kennwertbereiche nach den Prozess- schritten (Bild 8a, 8b bzw. 8c) auch beim Material mit variablen Kaltabwalzgraden auf Basis einer Masterwarmbanddicke bzw. auf Basis einer Masterkaltbanddicke einzustellen. Zudem ist Bor ein effektives Element zur Härtbarkeitssteigerung, das bereits in sehr geringen Mengen wirksam wird. Die Martensitstarttemperatur bleibt dabei unbeein- flusst. Um wirksam zu werden, muss Bor in fester Lösung vorliegen. Da es eine hohe Affinität zu Stickstoff hat, muss der Stickstoff zunächst abgebunden werden, vorzugsweise durch die stochiometrisch notwendige Menge an Titan. Aufgrund seiner geringen Löslichkeit in Eisen lagert sich das gelöste Bor bevorzugt an den
Austenitkorngrenzen an. Dort bildet es teilweise Fe-B-Karbide, die kohärent sind und die Korngrenzenenergie herabsetzen. Beide Effekte wirken verzögernd auf die Ferrit- und Perlitbildung und erhöhen somit die Härtbarkeit des Stahls. Zu hohe Gehalte an Bor sind allerdings schädlich, da sich Eisenborid bilden kann, das sich negativ auf die Härtbarkeit, die Umformbarkeit und die Zähigkeit des Materials auswirkt. Bor neigt außerdem dazu, beim Glühen während der kontinuierlichen Schmelztauchbeschich- tung Oxide bzw. Mischoxide zu bilden, die die Verzinkungsqualität verschlechtern. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Oxiden an der Stahloberfläche reduziert.
Aus vorgenannten Gründen wird der Bor-Gehalt für das erfindungsgemäße
Legierungskonzept auf werte von mehr als 0,0005 Gew.-% bis 0,0010 Gew.-% festgelegt, vorteilhaft auf Werte < 0,0009 Gew.-% bzw. optimal auf > 0,0006 Gew.-% bis < 0,0009 Gew.-%
Stickstoff (N) kann sowohl Legierungselement als auch Begleitelement aus der Stahlherstellung sein. Zu hohe Gehalte an Stickstoff bewirken einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust sowie Alterungseffekte.
Andererseits kann durch eine gezielte Zulegierung von Stickstoff in Verbindung mit den Mikrolegierungselementen Titan und Niob eine Feinkornhärtung über Titannitride und Niob(karbo)nitride erreicht werden. Außerdem wird die Grobkornbildung beim Wiedererwärmen vor dem Warmwalzen unterdrückt. Erfindungsgemäß wird der N-Gehalt deshalb auf Werte von > 0,0020 Gew.-% bis < 0,0120 Gew.-% festgelegt.
Vorteilhaft hat sich die Festlegung einer Summe bei den Gehalten an Wasserstoff und Stickstoff gezeigt, wobei ein Optimum für H + N zwischen > 0,0025 Gew.-% bis < 0,0130 Gew.-% liegt.
Als vorteilhaft hat sich für die Einhaltung der geforderten Eigenschaften des Stahls herausgestellt, wenn der Stickstoff in Abhängigkeit von der Summe aus Ti+Nb+B zugegeben wird.
Bei einem Summengehalt von Ti+Nb+B von > 0,010 Gew.- bis < 0,080 Gew.-% sollte der Gehalt an Stickstoff auf Werte von > 0,0020 Gew.-% bis < 0,0090 Gew.-% eingehalten werden. Für einen Summengehalt aus Ti+Nb+B von > 0,050 Gew.-% haben sich Stickstoffgehalte von > 0,0040 Gew.-% bis < 0,0120 Gew.-% als vorteilhaft erwiesen.
Für die Summengehalte an Niob und Titan haben sich Gehalte von < 0,100 Gew.-% als vorteilhaft und wegen der prinzipiellen Austauschbarkeit von Niob und Titan bis zu einem minimalen Niobgehalt von 0,005 Gew.-% sowie aus Kostengründen besonders vorteilhaft von < 0,090 Gew.-% erwiesen.
Beim Zusammenspiel der Mikrolegierungselemente Niob sowie Titan mit Bor haben sich Summengehalte von < 0,102 Gew.-% als vorteilhaft und besonders vorteilhaft von < 0,092 Gew.-% erwiesen. Höhere Gehalte wirken sich nicht mehr verbessernd im Sinne der Erfindung aus.
Als Summengehalte von Ti+Nb+V+Mo+B haben sich des Weiteren maximale Gehalte von < 0,365 Gew.-% aus vorgenannten Gründen erwiesen. Kalzium (Ca): Eine Zugabe von Kalzium in Form von Kalzium-Silizium- Mischverbindungen bewirkt bei der Stahlerzeugung eine Desoxidation und
Entschwefelung der schmelzflüssigen Phase. So werden Reaktionsprodukte in die Schlacke überführt und der Stahl gereinigt. Die erhöhte Reinheit führt erfindungsgemäß zu besseren Eigenschaften im Endprodukt. Aus den genannten Gründen wird ein Ca-Gehalt von > 0,0010 Gew.-% bis < 0,0060 Gew.-% eingestellt. Als vorteilhaft haben sich Gehalte < 0,0030 Gew.-% herausgestellt. Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen mit variablen Vorbanddicken wurde herausgefunden, dass bei einer interkritischen Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerten Abkühlung ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 980 MPa in einer Dicke von 1 ,50 mm, ausgehend von einem
Masterwarmband von 2,30 mm, erzeugt wurde, aber auch im Dickenbereich 0,50 bis 3,00 mm erzeugt werden kann, der sich durch eine ausreichende Toleranz gegenüber Prozessschwankungen auszeichnet.
Damit liegt ein deutlich aufgeweitetes Prozessfenster für die erfindungsgemäße Legierungszusammensetzung im Vergleich zu bekannten Legierungskonzepten vor.
Die Glühtemperaturen für das zu erzielende Dualphasengefüge liegen für den erfindungsgemäßen Stahl zwischen ca. 700 und 950°C, damit wird je nach
Temperaturbereich ein teilaustenitisches (Zweiphasengebiet) bzw. ein vollausteniti- sches Gefüge (Austenitgebiet) erreicht.
Die Versuche zeigten außerdem, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der interkritischen Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. der austenitisierenden Glühung über Ac3 mit anschließender gesteuerter Abkühlung auch nach einem weiteren Prozessschritt der Schmelztauchveredelung bei Temperaturen zwischen 400 bis 470°C beispielsweise mit Zink oder Zink-Magnesium erhalten bleiben.
Das durchlaufgeglühte und fallweise schmelztauchveredelte Material kann im dressierten (kaltnachgewalzten) bzw. undressierten Zustand und/oder im streckbie- gegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand und auch im
wärmebehandelten Zustand (Überalterung) gefertigt werden.
Die Stahlbänder aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung, zeichnen sich außerdem bei der Weiterverarbeitung durch eine hohe Kantenrissunempfindlich- keit und einen hohen Biegewinkel aus. Vorteilhaft lassen sich somit Stahlbänder erzeugen, die einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x [Biegewinkel nach VDA 238-100]) von 100000 MPa x °, insbesondere von 120000 MPa x ° aufweisen.
Zudem weisen die erfindungsgemäßen Stahlbänder einen Delayed fracture free- Zustand für mindestens 6 Monate unter Erfüllung der Anforderungen nach SEP 1970 für Lochzug- und Bügelprobe nach Zur verfügungstellung durch den Stahlhersteller. Die sehr geringen Kennwertunterschiede des Stahlbandes längs und quer zu seiner Walzrichtung sind vorteilhaft beim späteren Materialeinsatz. So kann das Schneiden von Platinen aus einem Band unabhängig von der Walzrichtung (beispielsweise quer, längs und diagonal bzw. in einem Winkel zur Walzrichtung) erfolgen und so der Verschnitt minimiert werden.
Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten
Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit
Endwalztemperaturen im austenitischen Bereich oberhalb Ar3 und bei Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt.
Im Zuge der Weiterverarbeitung des erfindungsgemäßen Stahlbandes ist es so möglich, ein gehärtetes Bauteil zum Beispiel für die Automobilindustrie herzustellen.
Hierbei wird eine Platine aus einem erfindungsgemäßen Stahlband zugeschnitten, welche anschließend auf eine Temperatur oberhalb Ac3 erwärmt wird. Die erwärmte Platine wird zu einem Bauteil umgeformt und anschließend in einem Umformwerk- zeug oder an Luft gehärtet, mit optionalem nachfolgenden Anlassen.
Vorteilhaft weist der erfindungsgemäße Stahl die Eigenschaft auf, dass die Härtung schon bei Abkühlung an ruhender Luft erfolgt, so dass eine separate Kühlung des Umformwerkzeuges entfallen kann.
Beim Härten wird das Gefüge des Stahles durch Aufheizen in den austenitischen Bereich überführt, vorzugsweise auf Temperaturen über 950°C unter Schutzgasat- mosphäre. Beim anschließenden Abkühlen an Luft bzw. an Schutzgas erfolgt die Ausbildung einer martensitischen Gefügestruktur für ein hochfestes Bauteil.
Ein anschließendes Anlassen ermöglicht den Abbau von Eigenspannungen im gehärteten Bauteil. Gleichzeitig wird die Härte des Bauteiles so verringert, dass die geforderten Zähigkeitswerte erreicht werden.
Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von in einer Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispielen.
Es zeigen:
Figur 1 Prozesskette (schematisch) für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl,
Figur 2 Zeit-Temperatur-Verlauf (schematisch) der Prozessschritte Warmwalzen und Kaltwalzen sowie Durchlaufglühen (mit optionaler Schmelztauchveredelung), wie auch Bauteilfertigung, optionales Vergüten (Lufthärten) und optionales Anlassen beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl,
Figur 3 chemische Zusammensetzung (Beispiele 1 bis 4) des erfindungsgemäßen Stahls,
Figur 4a mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls im warmgewalzten Zustand (HR),
Figur 4b mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls im kaltgewalzten Zustand (CR),
Figur 5a Verfestigungsverhalten beim Kaltwalzen des erfindungsgemäßen Stahls, Kennwerte quer zur Walzrichtung,
Figur 5b Verfestigungsverhalten beim Kaltwalzen des erfindungsgemäßen Stahls, Kaltfließkurve,
Figur 6a mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls, im Feinblechzustand (HDG),
Figur 6b Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 und des
Plättchenbiegeversuches nach VDA 238-100 an dem erfindungsgemäßen Stahl, im Feinblech Zustand (HDG),
Figur 7a mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls
im Zustand HR, CR und HDG; Beispiel 1 (Vorbanddicke 40 mm), Figur 7b mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls
im Zustand HR, CR und HDG; Beispiel 2 (Vorbanddicke 45 mm),
Figur 7c mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls
im Zustand HR, CR und HDG; Beispiel 3 (Vorbanddicke 50 mm),
Figur 7d mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen
Stahls
im Zustand HR, CR und HDG; Beispiel 4 (Vorbanddicke 55 mm),
Figur 7e mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls
im Zustand HR, CR und HDG als Übersicht,
Figur 8a Verfahren 1 , Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch),
Figur 8b Verfahren 2, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch),
Figur 8c Verfahren 3, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch),
Figur 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl. Dargestellt sind die in der Erfindung möglichen Prozessrouten. Bis zum Beizen ist die Prozessroute für alle erfindungsgemäßen Stähle gleich, danach erfolgen je nach den gewünschten Ergebnissen abweichende Prozessrouten. Beispielsweise kann das gebeizte Warmband, nach dem Beizen, mit unterschiedlichen Abwalzgraden kaltgewalzt und schmelztauchveredelt werden. Auch kann weichgeglühtes Warmband bzw. weichgeglühtes Kaltband kaltgewalzt und
schmelztauchveredelt werden.
Es kann Material auch optional ohne Schmelztauchveredelung prozessiert werden, das heißt nur im Rahmen einer Durchlaufglühung mit und ohne anschließender elektrolytischer Verzinkung. Aus dem optional beschichteten Werkstoff kann nun ein komplexes Bauteil hergestellt werden. Im Anschluss daran kann optional ein
Vergütungsprozess stattfinden, wie beispielsweis dem Lufthärten, wo das wärmebehandelte Bauteil an der Luft abgekühlt wird. Optional kann eine Anlassstufe die thermische Behandlung des Bauteils abschließen.
Figur 2 zeigt schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte
Warmwalzen und Durchlaufglühen von Bändern aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung. Dargestellt ist die zeit- und temperaturabhängige Umwandlung für den Warmwalzprozess als auch für eine Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen, die Bauteilfertigung, sowie die optionale Vergütung mit optionalem Anlassen.
Figur 3 zeigt in den Beispielen 1 bis 4, die aus einer Schmelze stammen, um den analytischen Einfluss hierbei auszuschließen, die Legierungszusammensetzungen des erfindungsgemäßen Stahles, abhängig von der erzeugten Vorbanddicke. Aus einer Warmbandsolldicke von 2,30 mm wurden Kaltbänder mit einer Kaltbandsolldicke von 1 ,50 mm erzeugt. Abhängig von der zu erzeugenden Vorbanddicke vor dem Warmwalzen zeigt das Beispiel 1 die Legierungszusammensetzung für eine
Vorbanddicke von 40 mm, das Beispiel 2 für eine Vorbanddicke von 45 mm, das Beispiel 3 für eine Vorbanddicke von 50, das Beispiel 4 für ein Vorband mit einer Dicke von 55 mm.
Figur 4 zeigt die mechanischen Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls im warmgewalzten Zustand (HR, Hot Rolled) in Figur 4a und im kaltgewalzten Zustand (CR, Cold Rolled) in Figur 4b. Figur 5 zeigt das Verfestigungsverhalten, über die mechanischen Kennwerte quer zur Walzrichtung, beim Kaltwalzen des erfindungsgemäßen Stahles, tabellarisch in Figur 5a und grafisch als Kaltfließkurve in Figur 5b.
Figur 6 zeigt die mechanischen Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungs- gemäßen Stahls im Feinblechzustand (HDG, Hot Dipped Galvanized) in Figur 6a und die Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 und des Plättchenbiegeversuches nach VDA 238-100 im Feinblech Zustand (HDG) längs und quer zur Walzrichtung, sowie die entsprechenden Produkte mit der Zugfestigkeit, in Figur 6b. Figur 7 zeigt die mechanischen Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls im Zustand HR, CR und HDG unter Einsatz eine Vorbanddicke von 40 mm in Figur 7a, 45 mm in Figur 7b, 50 mm in Figur 7c, 55 mm in Figur 7d sowie in Figur 7e als zusammenfassende grafische Übersicht. Die Figur 8 zeigt schematisch drei Varianten der erfindungsgemäßen Temperatur- Zeit-Verläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung und jeweils verschiedene Austenitisierungsbedingungen.
Durch die unterschiedlichen erfindungsgemäßen Temperaturführungen innerhalb der genannten Spannbreite ergeben sich voneinander unterschiedliche Kennwerte bzw. auch unterschiedliche Lochaufweitungsergebnisse sowie Biegewinkel. Prinzipielle Unterschiede sind also die Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der nachgeschalteten Abkühlung. Das Verfahren 1 (Figur 8a) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten und auf Enddicke kaltgewalzten Stahlband in einer Durchlaufglühanlage. Zuerst wird das Band auf eine Temperatur im Bereich von etwa 700 bis 950°C (Ac1 bis Ac3) aufgeheizt. Das geglühte Stahlband wird anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentem- peratur (ZT) von ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Auf die Darstellung einer zweiten Zwischentemperatur (ca. 300 bis 500°C) wird in dieser schematischen Darstellung verzichtet.
Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur (RT) an Luft abgekühlt bzw. die
Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s wird bis auf Raumtemperatur beibehalten.
Das Verfahren 2 (Figur 8b) zeigt den Prozess gemäß Verfahren 1 , jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes zum Zwecke einer Schmelztauchveredelung kurzzeitig beim Durchlaufen des Schmelztauchgefäßes unterbrochen, um anschließend die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortzusetzen. Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt. Das Verfahren 2 entspricht einer Glühung, beispielsweise einer Feuerverzinkung mit kombiniertem direkt befeuertem Ofen und Strahlrohrofen, wie er in Figur 8b beschrieben ist.
Das Verfahren 3 (Figur 8c) zeigt ebenfalls den Prozess gemäß Verfahren 1 bei einer Schmelztauchveredelung, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes durch eine kurze Pause (ca. 1 bis 20 s) bei einer Zwischentemperatur im Bereich von ca. 200 bis 400°C unterbrochen und bis auf die Temperatur (ST), die zum Schmelztauchveredeln notwendig ist (ca. 400 bis 470°C), wieder erwärmt. Anschließend wird das Stahlband wieder bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C gekühlt. Mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s erfolgt bis zum Erreichen der
Raumtemperatur an Luft die abschließende Kühlung des Stahlbandes.
Das Verfahren 3 entspricht beispielsweise einer Prozessführung in einer Durchlaufglühanlage, wie sie in Figur 8c beschrieben ist. Zudem kann hier mittels
Induktionsofen ein Wiederaufheizen des Stahls optional direkt vor dem Zinkbad erreicht werden.
Die Abnahmen von der Bramme zum Vorband variieren bei den nachfolgenden Beispielen von 78% bis 84% für eine anschließende Warmwalzung auf eine
Warmbanddicke von 2,30 mm mit entsprechenden Abnahmen von 94% bis 96%. In einem einzigen Kaltwalzschritt wird mit einem Kaltabwalzgrad von 35% die
Kaltbandsolldicke von 1 ,50 mm realisiert. Es zeigt sich eindrucksvoll, dass sowohl für sehr niedrige Vorbanddicken als auch höhere Vorbanddicken, sowie der Bereich dazwischen relativ gleichmäßige mit üblicher Schwankungsbreite versehene Werte für die Zugfestigkeit und Streckgrenze erreicht werden, quer zur Walzrichtung. Der erfindungsgemäße Stahl erlaubt gleichermaßen den Einsatz von Masterwarmbanddicke mit variierenden Kaltabwalzgraden, sowie den Einsatz von Masterkaltbanddicken, ohne die vorhergehende Tatsache zu beeinflussen. Für die industrielle Fertigung für das Feuerverzinken (HDG) nach Verfahren 3 nach Figur 8c stehen beispielhaft die nachfolgenden Beispiele im Rahmen von sogenannten Machbarkeitsversuchen, die belegen sollen, dass die variablen Vorbanddicken die Kaltwalzbarkeit, wie die notwendigen Walzkräfte, signifikant beeinflussen können, ohne dass sich die höhere Warmbandfestigkeit (HR) und höheren Kaltbandfestigkeit (CR), bei abnehmender Vorbanddicke, zu deutlichen Schwankungen am Feinblech (HDG) führen würden:
Beispiel 1
(1 ,50 mm Kaltband aus 2,30 mm Masterwarmband und einer Vorbanddicke von 40 mm) Legierungszusammensetzung in Gew.-%. Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 AI; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0372% Ti; 0,0332% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H nach Verfahren 3 entsprechend Figur 8c schmelztauchveredelt, das Brammenmaterial von 250 mm wurde vor dem Warmwalzen in der Vorstraße zu einem Vorband von 40 mm reversierend mit einer prozentualen Abnahme von 84% gewalzt und anschließend in der Warmbreitbandstraße bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C mit einer Abnahme von 94% warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Masterwarm- banddicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche
Wärmebehandlung (wie zum Beispiel Haubenglühen) auf 1 ,50 mm in einem
Durchgang kaltgewalzt (Kaltabwalzgrad 35%).
Feinblechzustand (HDG)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 66%.
Dehngrenze (Rp0,2) 706 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 1071 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,9%
Bake-Hardening-Index (BH2) 492 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 1663039%
Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 12171 12°
Die Materialkennwerte quer zur Walzrichtung würden beispielsweise einem HC660XD entsprechen. Ausgangszustand (HR)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 77%.
Streckgrenze (Re) 826 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 1070 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,0%
Zwischenzustand (CR) in Querrichtung
Streckgrenze (Re) 1246 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 1305 MPa
Bruchdehnung (A80) 2,0% Beispiel 2
(1 ,50 mm Kaltband aus 2,30 mm Masterwarmband und einer Vorbanddicke von 45 mm)
Legierungszusammensetzung in Gew.-%
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 AI; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0344% Ti; 0,0372% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H nach Verfahren 3 entsprechend Figur 8c schmelztauchveredelt, das Brammenmate- rial von 250 mm wurde vor dem Warmwalzen in der Vorstraße zu einem Vorband von 45 mm reversierend mit einer prozentualen Abnahme von 82% gewalzt und anschließend in der Warmbreitbandstraße bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C mit einer Abnahme von 95% warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie zum Beispiel Haubenglühen) auf 1 ,50 mm in einem Durchgang kaltgewalzt (Kaltabwalzgrad 35%).
Feinblechzustand (HDG)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 67%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 720 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 1077 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,4%
Bake-Hardening-Index (BH2) 51 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 1663035%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 12871 14°
Die Materialkennwerte quer zur Walzrichtung würden beispielsweise einem HC660XD entsprechen.
Ausgangszustand (HR)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 70%.
Streckgrenze (Re) 725 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 1030 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,2% Zwischenzustand (CR) in Querrichtung Streckgrenze (Re) 1224 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 1260 MPa
Bruchdehnung (A80) 1 ,5% Beispiel 3
(1 ,50 mm Kaltband aus 2,30 mm Masterwarmband und einer Vorbanddicke von 50 mm)
Legierungszusammensetzung in Gew.-% Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P;
0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 AI; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0344% Ti; 0,0372% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H nach Verfahren 3 entsprechend Figur 8c schmelztauchveredelt, das Brammenmaterial von 250 mm wurde vor dem Warmwalzen in der Vorstraße zu einem Vorband von 50 mm reversierend mit einer prozentualen Abnahme von 80% gewalzt und anschließend in der Warmbreitbandstraße bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C mit einer Abnahme von 96% warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie zum Beispiel Haubenglühen) auf 1 ,50 mm in einem Durchgang kaltgewalzt (Kaltabwalzgrad 35%).
Feinblechzustand (HDG)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 65%.
Dehngrenze (Rp0,2) 704 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1084 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,4%
Bake-Hardening-Index (BH2) 55 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 1663038%
Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 12771 15°
Die Materialkennwerte quer zur Walzrichtung würden beispielsweise einem HC660XD entsprechen.
Ausgangszustand (HR)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 69%.
- Streckgrenze (Re) 695 MPa Zugfestigkeit (Rm) 1010 MPa
Bruchdehnung (A80) 8,8%
Zwischenzustand (CR) in Querrichtung
- Streckgrenze (Re) 1203 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 1255 MPa
Bruchdehnung (A80) 1 ,9%
Beispiel 4
(1 ,50 mm Kaltband aus 2,30 mm Masterwarmband und einer Vorbanddicke von 55 mm)
Legierungszusammensetzung in Gew.-%
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 AI; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0344% Ti; 0,0372% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H nach Verfahren 3 entsprechend Figur 8c schmelztauchveredelt, das Brammenmaterial von 250 mm wurde vor dem Warmwalzen in der Vorstraße zu einem Vorband von 55 mm reversierend mit einer prozentualen Abnahme von 78% gewalzt und anschließend in der Warmbreitbandstraße bei einer Endwalzsolltemperatur von
910°C mit einer Abnahme von 96% warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie zum Beispiel Haubenglühen) auf 1 ,50 mm in einem Durchgang kaltgewalzt (Kaltabwalzgrad 35%).
Feinblechzustand (HDG)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 66%.
Dehngrenze (Rp0,2) 708 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 1077 MPa
- Bruchdehnung (A80) 10,4%
Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 1663040%
Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 12371 1 1 °
Die Materialkennwerte quer zur Walzrichtung würden beispielsweise einem HC660XD entsprechen. Ausgangszustand (HR)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 70%.
Streckgrenze (Re) 679 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 967 MPa
Bruchdehnung (A80) 9,6%
Zwischenzustand (CR) in Querrichtung
Streckgrenze (Re) 1 158 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1230 MPa
Bruchdehnung (A80) 2,5%
Fazit:
Ein signifikanter Einfluss der Vorbanddicke auf die mechanischen Kennwerte am Feinblech (HDG) ist nicht erkennbar.
Diese Aussage gilt für den an den Beispielen verwendeten Kaltabwalzgrad von 35%, würde aber auch auf variable Kaltabwalzgrade uneingeschränkt übertragbar sein.
Vorstehend ist die Erfindung an Hand von Feinblechstahlblechen mit einer zu erzielenden Enddicke von 1 ,50 mm im Dickenbereich 0,50 bis 3,00 mm beschrieben worden. Es ist auch möglich, bei Bedarf Enddicken im Bereich von 0,10 bis zu 4,00 mm herzustellen.

Claims

Patentansprüche
1 . Höchstfester Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 980 MPa enthaltend (in Gew.-%): c > 0,075 bis < 0,1 15
Si > 0,400 bis < 0,500
Mn > 1 ,900 bis < 2,350
Cr > 0,250 bis < 0,400
AI > 0,010 bis < 0,060
N > 0,0020 bis < 0,0120
P < 0,020
S < 0,0020
Ti > 0,005 bis < 0,060
Nb > 0,005 bis < 0,060
V > 0,005 bis < 0,020
B > 0,0005 bis < 0,0010
Mo > 0,200 bis < 0,300
Ca > 0,0010 bis < 0,0060
Cu < 0,050
Ni < 0,050
Sn < 0,040
H < 0,0010 Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter
Verunreinigungen, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung, insbesondere Durchlaufglühung, von Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn-Si+Cr > 1 ,750 Gew.-% bis < 2,250 Gew.-% beträgt.
2. Höchstfester Mehrphasenstahl nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Summengehalt von Mn-Si+Cr in Abhängigkeit von der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes folgende Gehalte aufweist:
Enddicke 0,50 bis einschließlich 1 ,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr > 1 ,750 Gew.-% bis < 2,030 Gew.-%,
Enddicke über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm: Summe aus Mn-Si+Cr > 1 ,940 Gew.-% bis < 2,1 10
Enddicke über 2,00 bis einschließlich 3,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr > 2,020 Gew.-% bis < 2,220
3. Höchstfester Mehrphasenstahl nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Summengehalt von Mn-Si+Cr+Mo in Abhängigkeit von der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes folgende Gehalte aufweist:
Enddicke 0,50 bis einschließlich 1 ,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr+Mo > 1 ,950 Gew.-% bis < 2,280 Gew.-%,
Enddicke über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr+Mo > 2,140 Gew.-% bis < 2,360 Gew.-%
Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm:
Summe aus Mn-Si+Cr+Mo > 2,220 Gew.-% bis < 2,470 Gew.-%.
4. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass
bei einer Enddicke des Kaltbandes von 0,50 mm bis einschließlich 1 ,00 mm der C-Gehalt < 0,100 Gew.-%,
bei einer Enddicke des Kaltbandes von über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm der C-Gehalt < 0, 105 Gew.-% und
bei einer Enddicke des Kaltbandes von über 2,00 bis einschließlich 3,00 mm der C-Gehalt < 0,1 15 Gew.-% beträgt.
5. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das und Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) in Abhängigkeit von der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes folgende Gehalte aufweist:
Enddicke 0,50 mm bis einschließlich bis 1 ,00 mm:
C-Gehalt < 0,100 Gew.-% und Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,62%,
Enddicke über 1 ,00 mm bis einschließlich 2,00 mm:
C-Gehalt < 0,105 Gew.-% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,64%,
Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm:
C-Gehalt < 0,1 15 Gew.-% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,66%.
6. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Mn-Gehalt in Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes folgende Gehalte aufweist:
Enddicke 0,50 bis einschließlich bis 1 ,00 mm:
Mn-Gehalt > 1 ,900 Gew.-% bis < 2,200 Gew.-%,
Enddicke über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm:
Mn-Gehalt > 2,050 Gew.-% bis < 2,250 Gew.-%,
Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm:
Mn-Gehalt > 2,100 Gew.-% bis < 2,350 Gew.-%.
7. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass der B-Gehalt < 0,0009 Gew.-%, insbesondere > 0,0006 Gew.- % bis < 0,0009 Gew.-% beträgt.
8. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe Nb+Ti < 0,100 Gew.-% beträgt, insbesondere die Summe Nb+Ti < 0,090 Gew.-% beträgt.
9. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe aus Ti+Nb+B < 0,102 Gew.-%, insbesondere < 0,092 Gew.-% beträgt.
10. Höchstfester Mehrphasenstahl nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass bei einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,010 bis < 0,080 Gew.-%, der N-Gehalt > 0,0020 bis < 0,0090 Gew.-% beträgt oder insbesondere bei einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,050 Gew.-%,
der N-Gehalt > 0,0040 bis < 0,0120 Gew.-% beträgt.
1 1. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass der S-Gehalt < 0,0015 Gew.-% beträgt,
insbesondere der S-Gehalt < 0,0010 Gew.-% beträgt.
12. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 1 1 , dadurch gekennzeichnet, dass der Mo-Gehalt mehr als 0,200 Gew.-% bis 0,300 Gew.-%, vorteilhaft zwischen mehr als 0,200 Gew.-% und < 0,250 Gew.-% beträgt.
13. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass der Ti-Gehalt > 0,025 Gew.-% bis < 0,045 Gew.-% beträgt.
14. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass der Nb-Gehalt > 0,025 Gew.-% bis < 0,045 Gew.-% beträgt.
15. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass der V-Gehalt > 0,005 Gew.-% bis < 0,020 Gew.-%,
optimal > 0,005 Gew.-% bis < 0,015 Gew.-% beträgt.
16. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe Cr+Mo < 0,650 Gew.-% beträgt.
17. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe Ti+Nb+B+Mo+V < 0,365 Gew.-% beträgt.
18. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass der Ca-Gehalt < 0,0030 Gew.-% beträgt.
19. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass der H-Gehalt < 0,00050 Gew.-% beträgt.
20. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe H+N > 0,0025 Gew.-% bis < 0,0130 Gew.-% beträgt.
21. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass bei einem Cr-Gehalt > 0,260 Gew.-% bis < 0,330 Gew.-% das Kohlenstoffäquivalent CEV (IIW) < 0,62%, bei einem Cr-Gehalt > 0,290 Gew.-% bis < 0,360 Gew.-% das Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) < 0,64% oder bei einem Cr-Gehalt > 0,320 Gew.-% bis < 0,370 Gew.-% das Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) < 0,66% beträgt.
22. Höchstfester Mehrphasenstahl nach Anspruch 21 , dadurch gekennzeichnet, dass der Cr-Gehalt und das maximale Kohlenstoffäquivalent CEV (IIW) in Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke des Kaltbandes wie folgt gewählt wird: Enddicke 0,50 bis einschließlich bis 1 ,00 mm:
Cr-Gehalt > 0,260 Gew.-% bis < 0,330 Gew.-%, Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,62%,
Enddicke über 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm:
Cr-Gehalt > 0,290 Gew.-% bis < 0,360 Gew.-%, Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,64%,
Enddicke über 2,00 bis einschließlich 3,00 mm:
Cr-Gehalt > 0,320 Gew.-% bis < 0,370 Gew.-%, Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,66%.
23. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 22, dadurch gekennzeichnet, dass die Zugaben von Si und Mn im Hinblick auf die zu erzielenden Festigkeitseigenschaften gemäß den Beziehungen
YS (MPa) = 185,7 + 147,9 [%Si] + 161 ,1 [%Mn]
TS (MPa) = 574,8 + 189,4 [%Si] + 174,1 [%Mn]
austauschbar sind.
24. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl mittels Luftabkühlung härtbar ist.
25. Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 24, dadurch gekennzeichnet, dass aus dem Mehrphasenstahl im Zustand einer Bramme ein Vorband erzeugt wird, anschließend aus dem Vorband das Stahlband mit der zu erzielenden Warmbandenddicke warmgewalzt wird.
26. Verfahren nach Anspruch 25, dadurch gekennzeichnet, dass ausgehend von einer zuvor festgelegten Brammendicke und einem zuvor ausgewählten Vorband mit einer definierten, aber variablen Dicke, Warmbänder mit gleicher Dicke mit
Abwalzgraden von 72 % bis 87 % mit der zu erzielenden Enddicke warmgewalzt werden.
27. Verfahren nach den Ansprüchen 25 und 26, dadurch gekennzeichnet, dass ein Warmband erzeugt wird, aus dem Warmband ein Kaltband mit der zu erzielenden Enddicke kaltgewalzt wird und anschließend das Kaltband geglüht, insbesondere durchlaufgeglüht, wird.
28. Verfahren nach Anspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass ausgehend von einem ausgewählten Masterwarmband mit einer bestimmten Dicke, beziehungsweise ausgewählten Warmbändern mit verschiedenen Dicken, Kaltbänder mit Kaltabwalz- graden von 10 % bis 70 % mit der zu erzielenden Enddicke erzeugt werden.
29. Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 28, dadurch gekennzeichnet, dass zur Erzeugung des geforderten mehrphasigen Gefüges das auf Enddicke kaltgewalz- te Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt und dass das geglühte Stahlband anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer ersten Zwischentemperatur von ca. 300 bis 500°C, folgend mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer zweiten Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abgekühlt wird, anschließend das Stahlband mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abkühlt oder mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s von der ersten Zwischentemperatur bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
30. Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 28, dadurch gekennzeichnet, dass zur Erzeugung des geforderten mehrphasigen Gefüges das auf Enddicke kaltgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt, anschließend auf eine Temperatur von ca. 400 bis 470°C gekühlt, wobei die Kühlung vor dem Eintreten in das Schmelzbad angehalten, dann schmelztauchveredelt und nach der Schmelztauchveredelung die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt und anschließend das Stahlband mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt wird.
31 . Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 28, dadurch gekennzeichnet, dass zur Erzeugung des geforderten Gefüges das auf Enddicke kaltgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt, anschließend auf eine Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C gekühlt und vor dem Eintreten in das Schmelzbad die Temperatur für ca. 1 bis 20 s gehalten und anschließend das Stahlband auf eine Temperatur von ca. 400 bis 470°C wieder erwärmt, dann schmelztauchveredelt und nach erfolgter Schmelztauchveredlung eine erneute Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C erfolgt und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s an Luft bis zur Raumtemperatur abgekühlt wird.
32. Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 31 , dadurch gekennzeichnet, dass bei der Durchlaufglühung das Oxidationspotential bei einer Glühung mit einer Anlagenkonfiguration, bestehend aus direkt befeuertem Ofenbereich (NOF) und einem Strahlrohrofen (RTF) durch einen CO-Gehalt im NOF von unter 4 Vol.-% gesteigert wird, wobei im RTF der Sauerstoffpartialdruck der für Eisen reduzierenden Ofenatmosphäre gemäß nachfolgender Gleichung eingestellt wird,
-18 > Log p02 > -5*Si" 3 - 2,2*Mn-°'45 -0, rCr 4 -12,5*(-ln Bf25
wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und PO2 den Sauerstoffpartialdruck in mbar bezeichnen und zur Vermeidung der
Oxidation des Bandes direkt vor dem Eintauchen in das Schmelzbad der Taupunkt der Gasatmosphäre bei -30°C oder darunter eingestellt wird.
33. Verfahren nach Anspruch 32, dadurch gekennzeichnet, dass bei einer Glühung nur mit einem Strahlrohrofen der Sauerstoffpartialdruck der Ofenatmosphäre nachfolgender Gleichung genügt,
-12 > Log p02 > -5*Sr0'25 - 3*Mn-°'5 -0, rCr°'5 -7*(-ln Bf5
wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar bezeichnen und zur Vermeidung der
Oxidation des Bandes direkt vor dem Eintauchen in das Schmelzbad der Taupunkt der Gasatmosphäre bei -30°C oder darunter eingestellt wird.
34. Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 33, dadurch gekennzeichnet, dass bei unterschiedlich dicken Stahlbändern beim Durchlaufglühen vergleichbare
Gefügezustände und mechanische Kennwerte der Bänder durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit im Zuge der Wärmebehandlung eingestellt werden.
35. Verfahren nach Anspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband im Anschluss an die Glühung oder Schmelztauchveredelung dressiert wird.
36. Verfahren nach Anspruch 27, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband im Anschluss an die Glühung oder Schmelztauchveredelung streckbiegegerichtet wird.
37. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 25 bis 36, dadurch gekennzeichnet, dass aus dem Stahlband eine Platine zugeschnitten wird, welche anschließend auf eine Temperatur oberhalb Ac3 erwärmt, die erwärmte Platine zu einem Bauteil umgeformt und anschließend im Werkzeug oder an Luft gehärtet wird.
38. Stahlband, hergestellt durch das Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 37, aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 20%, insbesondere von 25%.
39. Stahlband nach Anspruch 38, aufweisend einen Mindestbiegewinkel nach VDA 238-100 von 70° in Längsrichtung bzw. Querrichtung, insbesondere von 85°.
40. Stahlband nach Anspruch 38 oder 39, aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x [Biegewinkel nach VDA 238-100]) von 100000 MPa°, insbesondere von 120000 MPa°.
41. Stahlband nach einem der Ansprüche 38 bis 40, aufweisend einen Delayed fracture free-Zustand für mindestens 6 Monate unter Erfüllung der Anforderungen nach SEP 1970 für Lochzug- und Bügelprobe.
EP18779642.0A 2017-10-06 2018-09-27 Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl Active EP3692178B1 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102017123236.2A DE102017123236A1 (de) 2017-10-06 2017-10-06 Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl
PCT/EP2018/076307 WO2019068560A1 (de) 2017-10-06 2018-09-27 Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus diesem mehrphasenstahl

Publications (2)

Publication Number Publication Date
EP3692178A1 true EP3692178A1 (de) 2020-08-12
EP3692178B1 EP3692178B1 (de) 2022-06-08

Family

ID=63713874

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
EP18779642.0A Active EP3692178B1 (de) 2017-10-06 2018-09-27 Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20200263283A1 (de)
EP (1) EP3692178B1 (de)
KR (1) KR20200063167A (de)
CN (1) CN111247258B (de)
DE (1) DE102017123236A1 (de)
RU (1) RU2742998C1 (de)
WO (1) WO2019068560A1 (de)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE202019106738U1 (de) * 2019-12-03 2021-03-04 Bfc Fahrzeugteile Gmbh Metallband
DE102020110319A1 (de) 2020-04-15 2021-10-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu
DE202022100637U1 (de) * 2022-02-03 2023-05-05 STG Stanztechnik GmbH & Co. KG Verstärkungsband für einen Formkörper aus einer spritzfähigen Formmasse sowie Formkörper mit einem derartigen Verstärkungsband

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19610675C1 (de) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE10037867A1 (de) 1999-08-06 2001-06-07 Muhr & Bender Kg Verfahren zum flexiblen Walzen eines Metallbandes
TWI248977B (en) * 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
DE102006054300A1 (de) * 2006-11-14 2008-05-15 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höherfester Dualphasenstahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
MX2008016192A (es) * 2007-03-30 2009-03-09 Sumitomo Metal Ind Acero de baja aleacion para accesorios tubulares para campos petroleros y tuberia de acero sin costuras.
ES2367713T3 (es) 2007-08-15 2011-11-07 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Acero de fase dual, producto plano de un acero de fase dual tal y procedimiento para la fabricación de un producto plano.
EP2028282B1 (de) 2007-08-15 2012-06-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
JP5438302B2 (ja) * 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2439291B1 (de) * 2010-10-05 2013-11-27 ThyssenKrupp Steel Europe AG Mehrphasenstahl, aus einem solchen Mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
DE102012002079B4 (de) * 2012-01-30 2015-05-13 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
DE102012002642B4 (de) * 2012-02-08 2013-08-14 Salzgitter Flachstahl Gmbh Warmband zur Herstellung eines Elektroblechs und Verfahren hierzu
EP2831296B2 (de) * 2012-03-30 2020-04-15 Voestalpine Stahl GmbH Hochfestes kaltgewalztes stahlblech und verfahren zur herstellung eines solchen stahlblechs
DE102013013067A1 (de) * 2013-07-30 2015-02-05 Salzgitter Flachstahl Gmbh Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 750 MPa und verbesserten Eigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
DE102014017273A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017275A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017274A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102015111177A1 (de) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus

Also Published As

Publication number Publication date
EP3692178B1 (de) 2022-06-08
CN111247258A (zh) 2020-06-05
US20200263283A1 (en) 2020-08-20
WO2019068560A1 (de) 2019-04-11
DE102017123236A1 (de) 2019-04-11
RU2742998C1 (ru) 2021-02-12
CN111247258B (zh) 2022-04-26
KR20200063167A (ko) 2020-06-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2864517B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl mit einer mindestzugfestigkeit von 580mpa
EP2809819B1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl mit verbesserten eigenschaften bei herstellung und verarbeitung
EP3027784B1 (de) Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester mehrphasenstahl mit einer mindestzugfestigkeit von 750 mpa und verbesserten eigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP2836614B1 (de) Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
DE102008035714B9 (de) Stahlblech zum Warmpreßformen, das Niedrigtemperatur-Vergütungseigenschaft hat, Verfahren zum Herstellen desselben, Verfahren zum Herstellen von Teilen unter Verwendung desselben, und damit hergestellte Teile
WO2017009192A1 (de) Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes hieraus
EP3221484B1 (de) Verfahren zur herstellung eines hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahls mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften
EP3221478B1 (de) Warm- oder kaltband aus einem hochfesten lufthärtenden mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines warm- oder kaltgewalzten stahlbandes aus dem hohfesten lufthärtenden mehrphasenstahl
EP3221483B1 (de) Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl
EP2668302B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem höherfesten mehrphasenstahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften
EP3692178B1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus höchstfestem mehrphasenstahl
EP4136265A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes mit einem mehrphasengefüge und stahlband hierzu
WO2024068957A1 (de) Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem hochfesten mehrphasenstahl und entsprechendes stahlband
WO2022207913A1 (de) Stahlband aus einem hochfesten mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines derartigen stahlbandes

Legal Events

Date Code Title Description
STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: UNKNOWN

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE INTERNATIONAL PUBLICATION HAS BEEN MADE

PUAI Public reference made under article 153(3) epc to a published international application that has entered the european phase

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009012

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: REQUEST FOR EXAMINATION WAS MADE

17P Request for examination filed

Effective date: 20200428

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

AX Request for extension of the european patent

Extension state: BA ME

DAV Request for validation of the european patent (deleted)
DAX Request for extension of the european patent (deleted)
STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: EXAMINATION IS IN PROGRESS

17Q First examination report despatched

Effective date: 20210602

GRAP Despatch of communication of intention to grant a patent

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR1

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: GRANT OF PATENT IS INTENDED

RIC1 Information provided on ipc code assigned before grant

Ipc: C23C 2/02 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C23C 2/06 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C23C 2/40 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C21D 9/46 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C21D 9/56 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/00 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/02 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/06 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/40 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/42 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/44 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/46 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/48 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/50 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/54 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C22C 38/58 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C21D 1/32 20060101ALI20211222BHEP

Ipc: C21D 8/02 20060101AFI20211222BHEP

RIC1 Information provided on ipc code assigned before grant

Ipc: C21D 1/32 20060101ALN20220111BHEP

Ipc: C22C 38/58 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C22C 38/54 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C22C 38/50 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C22C 38/48 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C22C 38/46 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C22C 38/44 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C22C 38/42 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C22C 38/40 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C22C 38/06 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C22C 38/02 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C22C 38/00 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C21D 9/56 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C21D 9/46 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C23C 2/06 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C23C 2/02 20060101ALI20220111BHEP

Ipc: C21D 8/02 20060101AFI20220111BHEP

INTG Intention to grant announced

Effective date: 20220126

GRAS Grant fee paid

Free format text: ORIGINAL CODE: EPIDOSNIGR3

GRAA (expected) grant

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009210

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: THE PATENT HAS BEEN GRANTED

AK Designated contracting states

Kind code of ref document: B1

Designated state(s): AL AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HR HU IE IS IT LI LT LU LV MC MK MT NL NO PL PT RO RS SE SI SK SM TR

REG Reference to a national code

Ref country code: AT

Ref legal event code: REF

Ref document number: 1496962

Country of ref document: AT

Kind code of ref document: T

Effective date: 20220615

Ref country code: CH

Ref legal event code: EP

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R096

Ref document number: 502018009887

Country of ref document: DE

REG Reference to a national code

Ref country code: IE

Ref legal event code: FG4D

Free format text: LANGUAGE OF EP DOCUMENT: GERMAN

REG Reference to a national code

Ref country code: LT

Ref legal event code: MG9D

REG Reference to a national code

Ref country code: NL

Ref legal event code: MP

Effective date: 20220608

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: NO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220908

Ref country code: LT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: HR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: GR

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220909

Ref country code: FI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: ES

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: BG

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220908

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: RS

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: LV

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: NL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SM

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: SK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: RO

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: PT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20221010

Ref country code: EE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: CZ

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: PL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: IS

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20221008

REG Reference to a national code

Ref country code: DE

Ref legal event code: R097

Ref document number: 502018009887

Country of ref document: DE

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: AL

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

PLBE No opposition filed within time limit

Free format text: ORIGINAL CODE: 0009261

STAA Information on the status of an ep patent application or granted ep patent

Free format text: STATUS: NO OPPOSITION FILED WITHIN TIME LIMIT

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: MC

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

Ref country code: DK

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

REG Reference to a national code

Ref country code: CH

Ref legal event code: PL

26N No opposition filed

Effective date: 20230310

GBPC Gb: european patent ceased through non-payment of renewal fee

Effective date: 20220927

REG Reference to a national code

Ref country code: BE

Ref legal event code: MM

Effective date: 20220930

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: SI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LU

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20220927

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: LI

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20220930

Ref country code: IE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20220927

Ref country code: CH

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20220930

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: BE

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20220930

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: GB

Free format text: LAPSE BECAUSE OF NON-PAYMENT OF DUE FEES

Effective date: 20220927

PGFP Annual fee paid to national office [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: FR

Payment date: 20230928

Year of fee payment: 6

Ref country code: DE

Payment date: 20230920

Year of fee payment: 6

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: IT

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608

PG25 Lapsed in a contracting state [announced via postgrant information from national office to epo]

Ref country code: CY

Free format text: LAPSE BECAUSE OF FAILURE TO SUBMIT A TRANSLATION OF THE DESCRIPTION OR TO PAY THE FEE WITHIN THE PRESCRIBED TIME-LIMIT

Effective date: 20220608