EP3724359B1 - Hochfestes, warmgewalztes stahlflachprodukt mit hohem kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem bake-hardening potential und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts - Google Patents

Hochfestes, warmgewalztes stahlflachprodukt mit hohem kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem bake-hardening potential und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts Download PDF

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EP3724359B1 EP18825919.6A EP18825919A EP3724359B1 EP 3724359 B1 EP3724359 B1 EP 3724359B1 EP 18825919 A EP18825919 A EP 18825919A EP 3724359 B1 EP3724359 B1 EP 3724359B1
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Joachim SCHÖTTLER
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    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Description

  • Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem Bake-Hardening Potential, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
  • Die Erfindung betrifft ein hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem Bake-Hardening Potential. Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.
  • Insbesondere betrifft die Erfindung Stahlflachprodukte aus Stählen mit einem mehrphasigen Gefüge, das in der Regel angelassenen Bainit enthält, und mit einer Dehngrenze Rp0,2 im Bereich von 660 bis 820 MPa, insbesondere zur Herstellung von Bauteilen für den Automobilbau, die neben einer hohen Zugfestigkeit von mindestens 760 MPa und einer Bruchdehnung A80 von mindestens 10% ein hohes Lochaufweitungsvermögen mit einem Lochaufweitungsverhältnis von über 30% sowie ein hohes Bake-Hardening-Potential mit einem BH2-Wert von über 30 MPa aufweisen müssen.
  • Allgemein versteht man unter einem Bake-Hardening-Effekt (BH) einen kontrollierten Alterungsprozess, der auf den im Stahl in Lösung vorhandenen Kohlen-und/oder Stickstoff zurückzuführen ist und mit einer Erhöhung der Streckgrenze einhergeht. Der Bake-Hardening-Effekt kann mit einem BH2-Wert beschrieben werden, der als die Erhöhung der Streckgrenze nach einer plastischen Vordehnung von 2% und einer darauffolgenden Wärmebehandlung definiert ist. Mit dem Bake-Hardening-Effekt kann beispielsweise die Zunahme der Beulfestigkeit eines Bauteils erreicht werden, indem nach der Formung zum Bauteil eine geeignete Wärmebehandlung erfolgt. Bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die sich durch eine vergleichsweise hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse auszeichnen. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung ist eine gute Schweißbarkeit gegeben. Das Gefüge besteht typischerweise aus Bainit mit Anteilen von Ferrit. Es können im Gefüge vereinzelt geringe Anteile anderer Phasen, wie z.B. Martensit und Restaustenit, enthalten sein. Ein solcher Stahl wird neben anderen beispielsweise in der Offenlegungsschrift DE 10 2012 002 079 A1 oder WO2017012958 A1 offenbart.
  • Nachteilig ist hierbei allerdings ein noch nicht ausreichend hohes Lochaufweitevermögen.
  • Der stark umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller, stetig Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches und CO2-Abgasausstoßes unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu finden. Dabei spielt einerseits die Gewichtsreduktion aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle, andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung sowohl während der Nutzung eines Automobils als auch im Crashfall.
  • Durch die Bereitstellung hochfester bis höchstfester Stähle mit Festigkeiten von bis zu 1200 MPa oder darüber und die Verringerung der Blechdicke, kann das Gewicht der Fahrzeuge durch gleichzeitig verbessertes Umformverhalten der eingesetzten Stähle sowie das Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb reduziert werden.
  • Hoch- bis höchstfeste Stähle müssen daher vergleichsweise hohe Anforderungen hinsichtlich ihrer Festigkeit, Duktilität und Energieaufnahme erfüllen, insbesondere bei ihrer Verarbeitung, wie beispielsweise beim Stanzen, Warm- und Kaltumformen, beim thermischen Vergüten (z.B. Lufthärten, Presshärten), Schweißen und/oder einer Oberflächenbehandlung, z.B. einer metallischen Veredelung, organischen Beschichtung oder Lackierung.
  • Neu entwickelte Stähle müssen sich daher neben der verlangten Gewichtsreduzierung durch verringerte Blechdicken den zunehmenden Materialanforderungen an Dehngrenze, Zugfestigkeit, Verfestigungsverhalten und Bruchdehnung bei guten Verarbeitungseigenschaften, wie Umformbarkeit und Schweißbarkeit, stellen.
  • Für eine solche Blechdickenverringerung muss daher ein hoch- bis höchstfester Stahl mit ein- oder mehrphasigem Gefüge verwendet werden, um ausreichende Festigkeit der Kraftfahrzeugbauteile sicherzustellen und um den hohen Umform- und Bauteilanforderungen hinsichtlich Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, verbessertem Biegewinkel und Biegeradius, Energieabsorption sowie Verfestigungsvermögen und dem Bake-Hardening-Effekt zu genügen.
  • Auch wird zunehmend eine verbesserte Fügeeignung 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 Rissbildung durch Wasserstoffversprödung gefordert.
  • Das Lochaufweitevermögen 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 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 Lochaufweitevermögen beschrieben werden. Dieser Sachverhalt ist unter den Synonymen "Low Edge Crack" (LEC) bzw. unter "High Hole Expansion" (HHE) sowie xpand® bekannt.
  • Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit guten Umformeigenschaften, insbesondere mit hohem Kantenrisswiderstand und einem hohen Bake-Hardening-Potential sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachproduktes zu schaffen, die bezogen auf den Stahl eine gute Kombination von Festigkeits- und Umformeigenschaften bieten.
  • Diese Aufgabe wird durch ein hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit den Merkmalen des Anspruchs 1 und ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts mit den Merkmalen des Anspruchs 9 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben.
  • Erfindungsgemäß bietet ein hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand, aus einem Stahl mit einer Dehngrenze Rp0,2 von 660 bis 820 MPa, einem BH2-Wert von über 30 MPa und einem Lochaufweitungsverhältnis von über 30% sowie einem Gefüge, bestehend aus zwei Hauptbestandteilen, wobei ein erster Hauptbestandteil des Gefüges einen Anteil von mindestens 50% aufweist, bestehend aus einem oder mehreren Einzelbestandteilen von Ferrit, angelassenem Bainit und angelassenem Martensit mit jeweils weniger als 5% Karbiden, und wobei ein zweiter Hauptbestandteil des Gefüges einen Anteil aus 5% bis höchstens 50% aufweist, bestehend aus einem oder mehreren Einzelbestandteilen von Martensit, Restaustenit, Bainit oder Perlit, mit folgender chemischer Zusammensetzung des Stahls (in Gewichts-%):
    • C: 0,04 bis 0,12
    • Si: 0,03 bis 0,8
    • Mn: 1 bis 2,5
    • P: max. 0,08
    • S: max. 0,01
    • N: max. 0,01
    • AI: bis zu 0,1
    • Ni+Mo: bis zu 0,5
    • Nb: bis zu 0,08
    • Ti: bis zu 0,2
    • Nb+Ti: min. 0,03
    • Cr: bis zu 0,6
  • Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, eine gute Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften. Außerdem ist die Herstellung dieses erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes auf der Basis der Legierungselemente C, Si, Mn, Nb und/oder Ti vergleichsweise kostengünstig.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt zeichnet sich vorzugsweise außerdem durch ein hohes Lochaufweitungsverhältnis von über 30% bei gleichzeitig hoher Zugfestigkeit von 760 bis 960 MPa und hohem Bake-Hardening-Potential BH2 von über 30 MPa aus.
  • In einer vorteilhaften Weiterbildung der Erfindung enthält das Stahlflachprodukt zur Erreichung besonders günstiger Eigenschaftskombinationen folgende Legierungszusammensetzung in Gewichts-%: C: 0,04 bis 0,08, Si: 0,03 bis 0,4, Mn: 1,4 bis 2,0, P: max. 0,08, S: max. 0,01, N: max. 0,01, AI: bis zu 0,1, Ni+Mo: bis zu 0,5, Nb: bis zu 0,08, Ti: bis zu 0,2, Nb+Ti: min. 0,03 und besonders vorteilhaft: C: 0,04 bis 0,08, Si: 0,03 bis 0,4, Mn: 1,4 bis 2,0, P: max. 0,08, S: max. 0,01, N: max. 0,01, AI: bis zu 0,1, Ni+Mo: bis zu 0,5, Nb: bis zu 0,05, Ti: bis zu 0,15 und Nb+Ti: min. 0,03.
  • Die Verwendung des Begriffs "bis" in der Definition der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 bis 1 Gew.-%, bedeutet, dass die Eckwerte - im Beispiel 0,01 und 1 - miteingeschlossen sind. Das Gefüge besteht aus zwei Hauptbestandteilen, wobei ein erster Hauptbestandteil einen Anteil von >= 50% ausmacht mit einem oder mehreren Gefügebestandteilen Ferrit und angelassenem Bainit und angelassenem Martensit und mit jeweils < 5% Karbiden und der zweite Hauptbestandteil einen Anteil aus 5%-50% ausmacht und aus einem oder mehreren Gefügebestandteilen Martensit, Restaustenit, Bainit oder Perlit besteht und vorzugsweise im Mittel einen vergleichsweise höheren Kohlenstoffgehalt aufweist als der erste Hauptbestandteil.
  • Der vergleichsweise kohlenstoffreichere zweite Hauptbestandteil ist vorteilhaft inselförmig in den vergleichsweise kohlenstoffärmeren, die Matrix bildenden ersten Hauptbestandteil, eingebettet. Die Inselgröße ist mit ca. 1 µm Durchmesser, in jedem Falle aber < 2 µm vergleichsweise klein und die Inseln sind vorteilhaft gleichmäßig über die Banddicke verteilt. Die geringe Größe der Inseln und die homogene Verteilung des zweiten Hauptbestandteils tragen dabei zur Erreichung des hohen Lochaufweiteverhältnisses maßgeblich bei.
  • Durch den Anteil des inselförmig in der Matrix eingebetteten kohlenstoffreicheren zweiten Hauptbestandteils wird erstens die Streckgrenze in dem genannten Bereich und zweitens das Bake-Hardening-Potential eingestellt. Der metallkundliche Mechanismus besteht darin, dass mit der Bildung der metastabilen Gefügebestandteile Martensit, Restaustenit und Bainit eine Vielzahl von Versetzungen erzeugt werden, die eine niedrige Dehngrenze hervorrufen. Bei dem Bake-Hardening-Prozess diffundiert gelöster Kohlenstoff aus den metastabilen Gefügebestandteilen Martensit, Restaustenit und Bainit in die zuvor entstandenen Versetzungen und ruft die bekannte Festigkeitssteigerung hervor. Da im Perlit kein gelöster Kohlenstoff zur Verfügung steht, enthält der inselförmig in der Matrix eingebettete kohlenstoffreiche Bestandteil zumindest einen der metastabilen Gefügebestandteile Martensit, Restaustenit und Bainit.
  • Das erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukt kann mit einem metallischen oder nichtmetallischen Überzug versehen werden und eignet sich insbesondere zur Erzeugung von Bauteilen für den Fahrzeugbau in der Automobilindustrie aber es sind auch Anwendungen im Bereich Schiffsbau, Anlagenbau, Infrastrukturbau, in der Luft- und Raumfahrt und Hausgerätetechnik denkbar.
  • In vorteilhafter Weise weist der Stahl längs zur Walzrichtung eine Zugfestigkeit Rm von 760 bis 960 MPa, eine Dehngrenze Rp0,2 von 660 bis 820 MPa, eine Bruchdehnung A80 von mehr als 10%, vorzugsweise mehr als 12%, ein Lochaufweitungsverhältnis von über 30% sowie einen BH2-Wert von über 30 MPa auf.
  • 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 und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher eingegangen werden. Nachfolgend werden die positiven Effekte der erfindungsgemäß verwendeten Legierungselemente beschrieben:
    • Kohlenstoff C: Wird benötigt zur Bildung von Karbiden, insbesondere im Zusammenhang mit den sogenannten Mikrolegierungselementen Nb, V und Ti, fördert die Bildung von Martensit und Bainit, stabilisiert den Austenit und erhöht im Allgemeinen die Festigkeit. Höhere Gehalte an C verschlechtern die Schweißeigenschaften und führen zur Verschlechterung der Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein maximaler Gehalt von weniger als 0,12 Gew.-%, vorteilhafter Weise von weniger als 0,08 Gew.-% festgelegt wird. Um eine ausreichende Festigkeit des Werkstoffs zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,04 Gew.-% erforderlich.
  • Mangan Mn: Stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und erhöht das Temperaturfenster für das Warmwalzen unterhalb der Rekristallisationsstopptemperatur. Höhere Gehalte von > 2,5 Gew.-% Mn erhöhen das Risiko von Mittenseigerungen, die die Duktilität und somit die Produktqualität signifikant verringern. Geringere Gehalte < 1,0 Gew.-% erlauben nicht die Erreichung der erforderlichen Festigkeit und Zähigkeit bei angestrebten moderaten Analysekosten. Vorteilhaft ist ein Gehalt an Mn im Bereich zwischen 1,4 Gew.-% und 2,0 Gew.-%.
  • Aluminium AI: Wird für die Desoxidation im Stahlwerksprozess eingesetzt. Die Menge des eingesetzten AI ist prozessabhängig. Daher ist kein minimaler AI-Gehalt angegeben. Ein AI-Gehalt von größer 0,1 Gew.-% verschlechtert das Gießverhalten im Strangguss deutlich. Hierdurch entsteht ein höherer Aufwand beim Vergießen.
  • Silizium Si: Gehört zu den Elementen, die die Festigkeitssteigerung von Stahl durch Mischkristallverfestigung auf kostengünstige Art und Weise ermöglichen. Allerdings verringert Si die Oberflächenqualität des Warmbandes durch die Förderung von festanhaftendem Zunder auf den wiedererwärmten Brammen, der bei hohen Si-Gehalten nur mit hohem Aufwand oder nur unzureichend entfernt werden kann. Das ist insbesondere beim anschließenden Verzinken von Nachteil. Daher ist der Si-Gehalt auf max. 0,8% begrenzt, vorteilhaft auf 0,4%. Wird auf Si aufgrund der Oberflächenthematik weitgehend verzichtet, ist eine Untergrenze von 0,03 als sinnvoll anzusehen, da bei weitergehender Reduzierung des Si-Gehaltes stahlwerksseitig vergleichsweise hohe Prozesskosten eintreten.
  • Chrom Cr: Verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit kleiner 0,6 Gew.-% festgelegt, da höhere Gehalte eine Verschlechterung der Duktilität zur Folge haben.
  • Molybdän Mo: Erhöht die Härtbarkeit bzw. verringert die kritische Abkühlrate und fördert so die Bildung von feinen, bainitischen Gefügen. Darüber hinaus verzögert bereits der Einsatz von geringen Mengen von Mo die Vergröberung von feinen Ausscheidungen, die zur Festigkeitssteigerung von mikrolegierten Gefügen möglichst fein ausgebildet sein sollen.
  • Nickel Ni: Der Einsatz von bereits geringen Mengen von Ni fördert die Duktilität bei gleichbleibender Festigkeit. Aufgrund der vergleichsweise hohen Kosten wird der Gehalt von Ni + Mo auf 0,5 Gew.-% begrenzt.
  • 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 in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem stark seigerungsanfällig ist und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen können Risse entlang der Korngrenzen beim Warmwalzen auftreten. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten um bis zu 300 °C herauf. Allerdings kann durch gezielte, prozessseitig präzise gesteuerte Maßnahmen der Einsatz von geringen Mengen an P auch die kostengünstige Erhöhung der Festigkeit realisiert werden. Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf kleiner 0,08 Gew.-% begrenzt.
  • Schwefel S: Ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu unerwünschten Einschlüssen von MnS führt, wodurch die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften verschlechtert werden. Es wird daher versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen und ggf. die langgestreckten Einschlüsse durch eine sogenannte Ca-Behandlung in eine günstigere geometrische Form zu überführen. Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf kleiner 0,01 Gew.-% begrenzt.
  • Stickstoff N: Ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Stähle mit freiem Stickstoff neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist beispielsweise durch Zulegieren von Aluminium, Niob oder Titan möglich. In der Folge stehen die genannten Legierungselemente aber nicht mehr zur Neubildung von kleinen, hinsichtlich der Festigkeit sehr effizienten Ausscheidungen, im späteren Prozess zur Verfügung. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf kleiner 0,01 Gew.-% begrenzt.
  • Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,2 Gew.-% pro Element). Sie wirken im Gegensatz zu den Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Trotz der geringen Mengenzugaben beeinflussen Mikrolegierungselemente die zielführenden Herstellungsbedingungen sowie die Verarbeitungs- und Endeigenschaften des Produkts stark.
  • Typische Mikrolegierungselemente sind zum Beispiel Niob und Titan. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide, Nitride und Carbonitride.
  • Die Wirkung von Nb und Ti hängt insbesondere von der Prozessführung beim Warmwalzen und anschließenden Abkühlvorgang ab. Mit der Zugabe von Mikrolegierungselementen wird angestrebt, im Laufe des Prozesses eine Kornfeinung zu erreichen und Ausscheidungen im Größenbereich von Nanometern zu erzeugen. Daher ist ein Mindestgehalt Nb+Ti von 0,03 Gew.-% Voraussetzung zum Erreichen der angestrebten Festigkeit und Dehnungseigenschaften.
  • Niob Nb: Die Zulegierung von Niob wirkt insbesondere durch die Bildung von Karbiden kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Bei Gehalten von über 0,08 Gew.-% stellt sich ein Sättigungsverhalten ein, weshalb ein Maximalgehalt von kleiner gleich 0,08 Gew.-% vorgesehen ist.
  • Titan Ti: Wirkt als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte an Ti von über 0,2 Gew.-% verschlechtern die Duktilität und das Lochaufweitevermögen durch die Bildung sehr grober, primärer TiN Ausscheidungen, weshalb ein Maximalgehalt von 0,2 Gew.-% festgelegt wird.
  • Ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung des vorbeschriebenen, erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts, umfasst die Schritte:
    • Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%):
      • C: 0,04 bis 0,12
      • Si: 0,03 bis 0,8
      • Mn: 1 bis 2,5
      • P: max. 0,08
      • S: max. 0,01
      • N: max. 0,01
      • Al: bis zu 0,1
      • Ni+Mo: bis zu 0,5
      • Nb: bis zu 0,08
      • Ti: bis zu 0,2
      • Nb+Ti: min. 0,03
      • Cr: bis zu 0,6
      • Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente,
    • Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
    • Wiedererwärmen der Bramme oder Dünnbramme auf 1050 °C bis 1270 °C und anschließendes Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens,
    • Walzen im letzten Walzstich bei einer Endwalztemperatur von kleiner 950 °C und größer Ar1 +50K, bevorzugt bei kleiner 950 °C und größer Ar3, wobei Ar3 bei der Abkühlung den Beginn der Umwandlung und Ar1 den Abschluss der Umwandlung von Austenit in den Ferrit beschreibt,
    • Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Haspeltemperatur in einem Temperaturbereich von 450°C bis 600°C,
    • Glühen des Warmbandes oberhalb Ac1 und unterhalb Ac1+100°C mit einer Glühdauer von mindestens 1 s, bevorzugt 5 s - 40 s und einer mittleren Abkühlrate zwischen Glühtemperatur und 500°C von 0,1 K/min bis 150 K/s, bevorzugt 5K/s bis 20 K/s,
    • optionales Schmelztauchbeschichten des erwärmten Warmbandes nach dem Glühen und Abkühlen auf ≤ 500°C.
  • Als wesentlich wurde im Rahmen der vorliegenden Untersuchungen gefunden, dass das ferritisch-bainitische, mikrolegierte Warmband im Wesentlichen die mechanischen Eigenschaften behält, obwohl es - nicht wie üblich - bei Temperaturen unterhalb Ac1 sondern bei Ac1< T< Ac1+100°C geglüht wird.
  • Dabei beschreibt die Temperatur Ac1 den Beginn der Umwandlung des Gefüges in den Austenit bei langsamer Erwärmung gemäß einschlägiger Normen. Ac1 wird in der Regel durch dilatometrische Messungen bestimmt.
  • Erfindungsgemäß wurde erkannt, dass bei einer Glühung von T < Ac1 zwar die Homogenität des ferritisch-bainitischen Gefüges weitgehend erhalten bleibt und so insbesondere das bei hauptsächlich bainitischen Gefügen vergleichsweise hohe Niveau des Lochaufweitungsverhältnisses gehalten wird. Allerdings ist bei einer Glühung unterhalb Ac1 ein BH2-Wert von > 30% nicht zu erreichen und es bildet sich eine ausgeprägte obere Streckgrenze von ReH > 820 MPa aus, die für den Anwender oft als problematisch angesehen wird. Ursache ist die Blockierung von Versetzungen durch Diffusion von atomar gelöstem Kohlenstoff bei der Glühung bei T < Ac1 bzw. Verzinkung bei T > 400°C.
  • Im Rahmen der Erfindung wurde überraschend gefunden, dass bei einer Glühung im Temperaturbereich von Ac1< T< Ac1+100°C, sowohl ein hohes Niveau des Lochaufweitungsverhältnisses von > 30%, als auch ein BH2-Wert von > 30 MPa in Kombination erreicht werden kann. Vorteilhaft wirkt sich bei dem erfindungsgemäßen Stahl eine Haspeltemperatur HT von kleiner als 650°C, vorteilhaft im Bereich von 450°C bis 600°C aus, da das so eingestellte überwiegend bainitische Gefüge eine hohe Zahl an Keimstellen für die Umwandlung in Austenit bei T > Ac1 bereitstellt und so die Inseldurchmesser der eingelagerten Zweitphase einen Mittelwert von < 1 µm erlaubt. Unterhalb von 450°C ist mit einem vergleichsweise hohen Anteil von Martensit zu rechnen, der nach der Wärmebehandlung hinsichtlich der Duktilität und des Lochaufweitevermögens aufgrund der inneren Struktur nachteilig ist.
  • Die Warmwalzendtemperatur liegt bei diesem Stahl erfindungsgemäß zwischen 950 °C und Ar1 + 50 K, wobei Ar1 den Beginn der Umwandlung von Austenit in den Ferrit bei der Abkühlung beschreibt.
  • Übliche Dickenbereiche für Brammen und Dünnbrammen liegen zwischen 35 mm bis 450 mm. Es ist vorgesehen, dass die Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 1,5 mm bis 8 mm, vorzugsweise 1,8 mm bis 4,5 mm warmgewalzt wird.
  • Das Warmband wird nach dem Warmwalzen erfindungsgemäß bei einer Haspeltemperatur von vorzugsweise 450°C bis 600°C aufgehaspelt. Zur Erreichung der geforderten Eigenschaftskombination für das Lochaufweitungsverhältnis, den BH2-Wert und der anderen mechanischen Eigenschaften, wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt in einer erfindungsgemäßen Wärmebehandlung im Temperaturbereich Ac1< T< Ac1+100°C unterzogen und in der Regel für 10 Sekunden bis 10 Minuten, möglicherweise bis 48h, in diesem Temperaturbereich gehalten, wobei höhere Temperaturen kürzeren Behandlungszeiten und umgekehrt zugeordnet werden. Die Glühung wird in der Regel in einer Durchlaufglühe (kürzere Glühzeiten), kann aber auch Beispielsweise in einer Haubenglühe (längere Glühzeiten) erfolgen.
  • Vorzugsweise wird das Stahlflachprodukt schmelztauch- oder elektrolytisch verzinkt oder metallisch, anorganisch oder organisch überzogen. Bei einer Schmelztauchbeschichtung erfolgt die Glühung vorzugsweise in einer der Schmelztauchbeschichtungsanlage vorgeschalteten Durchlaufglühanlage.
  • Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes warmgewalztes Stahlflachprodukt weist eine Zugfestigkeit Rm des Stahlflachprodukts von 760 bis 960 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mehr als 10%, vorzugsweise mehr als 12% auf. Hierbei sind hohen Festigkeiten und geringen Blechdicken tendenziell niedrigeren Bruchdehnungen zuzuordnen und umgekehrt.
  • In Bezug auf weitere Vorteile wird auf die vorstehenden Ausführungen zu dem erfindungsgemäßen Stahl verwiesen.
  • An einem erfindungsgemäß hergestellten Warmband aus zwei Stählen mit unterschiedlichen Analysen A und B gemäß Tabelle 1, wurden die mechanischen Kennwerte, sowie die Werte für das Bake-Hardening (BH2) und die Verhältnisse für die Lochaufweitung (HER - hole expansion ratio) ermittelt. Tabelle 1
    Stahl C Si Mn P S N Al Mo Ti Nb
    A 0,08 0,5 1,9 0,01 0,001 0,006 0,08 0,15 0,13 0,05
    B 0,06 0,6 1,9 0,01 0,004 0,004 0,06 0,19 0,11 0,04
  • Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse für eine erfindungsgemäße Glühung des Warmbandes bei Ac1< T< Ac1+100°C (Erfindung) im Vergleich zu einer Glühung unterhalb einer Ac1-Glühtemperatur (Vergleich) in einem Strahlrohrofen (RTF). Bei der erfindungsgemäßen Glühung werden alle geforderten Kennwerte sicher erreicht. Tabelle 2
    Haltezeit 5 s - 40 s, Abkühlrate 5 K/s - 20 K/s
    Stahl Dicke [mm] T(RTF) [°C] ΔT gegenüber AC1 [°C] ReL [MPa] ReH [MPa] Rp0,2 [MPa] Rm [MPa] A80 [%] BH2 [MPa] HER [%]
    A 2,2 680 40 842 905 855 874 14,3 16 49 Vergleich
    A 2,2 710 -10 842 898 858 880 14,2 9 45 Vergleich
    A 2,2 740 20 776 786 783 926 12,8 90 32 Erfindung
    A 2,2 770 50 keine keine 667 900 11,0 80 35 Erfindung
    B 2,2 680 44 829 859 839 883 14,0 13 72 Vergleich
    B 2,2 710 -14 837 861 839 886 13,6 17 51 Vergleich
    B 2,2 740 16 791 804 795 893 13,6 44 51 Erfindung
    B 2,2 770 46 keine keine 703 882 12,9 66 43 Erfindung
    B 2,2 800 76 656 666 668 828 12,4 82 54 Erfindung
    B 2,2 839 118 keine keine 565 771 15,3 65 55 Vergleich
    B 2,2 753 29 keine keine 727 873 12,7 76 65 Erfindung
    B 2,2 752 28 779 783 753 884 13 74 73 Erfindung
    B 3,4 680 44 894 929 892 926 14,9 25 53 Vergleich
    B 3,4 710 -14 883 909 890 924 14,6 34 59 Vergleich
    B 3,4 770 46 768 772 769 896 13,2 72 49 Erfindung
    B 3,4 800 76 718 742 719 834 14,1 87 50 Erfindung

Claims (11)

  1. Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand, aus einem Stahl mit einer Dehngrenze Rp0,2 von 660 bis 820 MPa, einem BH2-Wert von über 30 MPa und einem Lochaufweitungsverhältnis von über 30% gemessen nach ISO 16630, sowie einem Gefüge bestehend aus zwei Hauptbestandteilen, wobei ein erster Hauptbestandteil des Gefüges einen Anteil von mindestens 50% aufweist, bestehend aus einem oder mehreren Einzelbestandteilen von Ferrit, angelassenem Bainit und angelassenem Martensit mit jeweils weniger als 5% Karbiden, und wobei ein zweiter Hauptbestandteil des Gefüges einen Anteil aus 5% bis 50% aufweist, bestehend aus einem oder mehreren Einzelbestandteilen von Martensit, Restaustenit, Bainit oder Perlit mit folgender chemischer Zusammensetzung des Stahls in Gewichts-%:
    C: 0,04 bis 0,12
    Si: 0,03 bis 0,8
    Mn: 1 bis 2,5
    P: max. 0,08
    S: max. 0,01
    N: max. 0,01
    Al: bis zu 0,1
    Ni+Mo: bis zu 0,5
    Nb: bis zu 0,08
    Ti: bis zu 0,2
    Nb+Ti: min. 0,03
    Cr: bis zu 0,6
    Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente.
  2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl in Gewichts-% enthält:
    C: 0,04 bis 0,08
    Si: 0,03 bis 0,4
    Mn: 1,4 bis 2,0
    P: max. 0,08
    S: max. 0,01
    N: max. 0,01
    Al: bis zu 0,1 Ni+Mo: bis zu 0,5
    Nb: bis zu 0,08
    Ti: bis zu 0,2
    Nb+Ti: min. 0,03.
  3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl in Gewichts-% enthält:
    C: 0,04 bis 0,08
    Si: 0,03 bis 0,4
    Mn: 1,4 bis 2,0
    P: max. 0,08
    S: max. 0,01
    N: max. 0,01
    Al: bis zu 0,1
    Ni+Mo: bis zu 0,5
    Nb: bis zu 0,05
    Ti: bis zu 0,15
    Nb+Ti: min. 0,03.
  4. Stahlflachprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der zweite Hauptbestandteil des Gefüges inselförmig in den als Matrix ausgebildeten ersten Hauptbestandteil des Gefüges eingelagert ist.
  5. Stahlflachprodukt nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die inselförmigen Einlagerungen eine Größe von weniger als 2 µm, bevorzugt von weniger als 1 µm, aufweisen.
  6. Stahlflachprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Zugfestigkeit Rm des Stahlflachprodukts 760 bis 960 MPa beträgt und die Bruchdehnung A80 des Stahlflachprodukts mehr als 10%, vorzugsweise mehr als 12% beträgt.
  7. Stahlflachprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass dieses schmelztauch- oder elektrolytisch verzinkt ist oder metallisch, anorganisch oder organisch überzogen ist.
  8. Stahlflachprodukt nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der zweite Hauptbestandteil im Mittel einen vergleichsweise höheren Kohlenstoffgehalt aufweist als der erste Hauptbestandteil.
  9. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachprodukts, nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 8 umfassend die Schritte:
    - Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend in Gewichts-%:
    C: 0,04 bis 0,12
    Si: 0,03 bis 0,8
    Mn: 1 bis 2,5
    P: max. 0,08
    S: max. 0,01
    N: max. 0,01
    Al: bis zu 0,1
    Ni+Mo: bis zu 0,5
    Nb: bis zu 0,08
    Ti: bis zu 0,2
    Nb+Ti: min. 0,03
    Cr: bis zu 0,6
    Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente,
    - Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
    - Wiedererwärmen der Bramme oder Dünnbramme auf 1050 °C bis 1250 °C und anschließendes Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens,
    - Walzen im letzten Walzstich bei einer Endwalztemperatur von kleiner 950 °C und größer Ar3,
    - Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Haspeltemperatur im Bereich von 450°C bis 600°C,
    - Glühen des Warmbandes oberhalb Ac1 und unterhalb Ac1+100°C mit einer Glühdauer von 10 Sekunden bis 10 Minuten und einer mittleren Abkühlrate zwischen Glühtemperatur und 500°C von 1 K/s bis 150 K/s, bevorzugt 5 K/s bis 20 K/s,
    - optionales Schmelztauchbeschichten des Warmbandes direkt im Anschluss des Abkühlvorgangs auf Kühlstopptemperatur in einer kontinuierlichen Feuerverzinkungsanlage.
  10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Warmband mit einer Endwalztemperatur von größer Ar1 +50°C gewalzt wird.
  11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Bramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 1,5 mm bis 8 mm, bevorzugt 1,8 mm bis 4,5 mm warmgewalzt wird.
EP18825919.6A 2017-12-15 2018-12-11 Hochfestes, warmgewalztes stahlflachprodukt mit hohem kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem bake-hardening potential und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts Active EP3724359B1 (de)

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