EP3781717A1 - Kaltgewalztes stahlflachprodukt sowie verwendung und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts - Google Patents

Kaltgewalztes stahlflachprodukt sowie verwendung und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts

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EP3781717A1
EP3781717A1 EP18729562.1A EP18729562A EP3781717A1 EP 3781717 A1 EP3781717 A1 EP 3781717A1 EP 18729562 A EP18729562 A EP 18729562A EP 3781717 A1 EP3781717 A1 EP 3781717A1
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EP
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flat steel
steel product
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steel
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EP18729562.1A
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Jonas Karl Moritz SCHWABE
Harald Hofmann
Matthias Schirmer
Evgeny BALICHEV
Annette BÄUMER
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
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Publication date
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Definitions

  • the invention relates to a cold-rolled flat steel product which has an optimum combination of its mechanical properties for the forming into components, in particular vehicle components and the like.
  • the invention relates to a method for producing such a cold-rolled steel flat product.
  • the invention calls for such flat steel products particularly suitable uses.
  • contents of a steel or a flat steel product are mentioned in the present text, these contents always refer to the weight (stated in% by weight), unless expressly stated otherwise. If information on the composition of atmospheres or gas mixtures is given in the present text, these relate to the individual
  • High-strength, cold-formable steels and steel flat products produced therefrom are used in particular for the production of body components for
  • the steel sheet consists of (in wt .-%) C: 0.1 - 0.3%; Mn: 4-10%, Al: 0.05-5%, Si: 0.05-5%; and Nb: 0.008-0.1, balance iron and unavoidable impurities, with Mn contents of 4-7%,
  • At least 20% of the microstructure of the cold-rolled sheet consists of retained austenite and more than 50% of lathet-type annealed ferrite. At the same time, the retained austenite and the ferrite have an ultrafine grain size of less than 5 pm.
  • laboratory scale is a corresponding melted, melted by vacuum induction melt melted into slabs, which has then been pre-rolled to 20 mm thick plates. The plates were kept at a temperature of 1230 ° C for 3 hours to effect homogenization, and then hot rolled in three steps into plates of 4 mm thickness. The hot rolled plates leaving the finish hot roll stand at a final temperature of 900 ° C were then quenched to a coiler temperature of 750 ° C where they were subsequently held for one hour. Then the plates are in the oven
  • the object has arisen to create a cold rolled flat steel product satisfying the practical requirements of its usability with high reliability, which can be produced reliably even on a large industrial scale.
  • the invention has achieved this object in that such a flat steel product according to claim 1 is formed.
  • flat steel products according to the invention are particularly suitable for the production of vehicle components, in particular for chassis or body parts of motor vehicles, such as passenger cars or trucks. These parts include, for example, steering components, wheel rims, vehicle chassis components, and the like.
  • flat steel products according to the invention may also be used particularly well for the production of devices intended to provide ballistic protection. Because of her good
  • flat steel products according to the invention are also particularly suitable for internal or external high-pressure forming processes.
  • components for internal combustion engines such as camshafts, piston rods and the like, can also be produced from flat steel products according to the invention.
  • a flat steel product according to the invention is therefore characterized in that it has a value of at least 0.21 in the cold-rolled state, the flat steel product being made of a steel which consists of (in% by weight)
  • Elements is at least 0.05% and at most 1%, and / or one or more elements from the group "Zr, La, Ce, Y" with the proviso that the sum of the contents of these elements is at least 0.05% and at most 0.3%, as well as the balance iron and unavoidable impurities
  • % Mn /% Al> 1, 2 for the ratio% Mn /% AI and for Al eq % Al + 0.4 x (% Si) 3 - 3 x (% Si) 2 + 8.3 x% Si is 3 ⁇ Al eq ⁇ 8 with% Mn: respective Mn content of the steel
  • the structure of the flat steel product consists of 10 - 60 area austenite and 40 - 90 area% ferrite with an average austenite grain size of 0.85 - 3 pm.
  • the flat steel product according to the invention in this case has a composition and a structural state, which give it optimized properties for the respective purposes.
  • the invention provides a content of carbon ("C") of 0.08 - 0.25 wt .-%, in order to ensure a sufficient amount of austenite in the structure of the flat steel product.
  • C content of carbon
  • the C content is limited to 0.25 wt .-% to the
  • the carbon acts as solidifying agent
  • the upper limit of the C content according to the invention is limited to 0.25 wt .-%, with C contents of at most 0.22 wt .-%, in particular of not more than 0.19 wt .-% or more preferably of at most 0.17 wt .-% have been found to be particularly favorable in terms of avoiding negative effects of C-content.
  • the positive effects of the presence of C in the flat steel product according to the invention can be utilized in that the C content is at least 0.08% by weight, with contents of at least 0.11% by weight C, in particular at least 0, 13 wt .-% C, set the beneficial effects particularly safe.
  • Aluminum is present in the flat steel product according to the invention in amounts of 3 to 5.4% by weight in order to reduce the density on the one hand and the weight of the flat steel product on the other hand
  • AI also contributes to the formation of the ferrite content in the structure of the flat steel product according to the invention.
  • These favorable effects occur at Al contents of at least 3% by weight, with contents of at least 4% by weight being particularly favorable in this respect.
  • the Al content of a flat steel product according to the invention is limited to at most 5.4% by weight. Al contents above this limit would lead to a deterioration in cold workability due to formation of intermetallic phases. Al contents of not more than 5.1% by weight have proven to be particularly suitable for achieving good cold workability.
  • Al forms particles that emit nitrogen and carbon embrittlement, reduces thermal conductivity, and lowers the modulus of elasticity.
  • Manganese is present in the flat steel product of the present invention at levels of 6-14% by weight. Mn contributes to the formation of a sufficient amount of austenite in the structure of the flat steel product and its stability. At the same time, the presence of Mn in the amounts prescribed by the invention improves the thermoformability, weldability and strength of the material
  • Mn acts in the production of the steel from which the flat steel product according to the invention consists, deoxidizing. Too high Mn contents are avoided so as not to impair the corrosion resistance of the flat steel product. In addition, too high Mn contents lead to too high stability of the austenite, so that the TRIP effect is prevented or restricted, which has a negative effect on the formability of the flat steel product.
  • the positive effects of Mn in a flat steel product according to the invention can be used with particular certainty at levels of at least 8% by weight, in particular at least 9% by weight. Negative influences of the presence of Mn with simultaneously optimized cost-benefit ratio can be avoided by limiting the Mn content to at most 12% by weight, in particular at most 11.0% by weight. Mn contents of at most 10.7% by weight have proven to be particularly favorable for achieving good formability.
  • B Boron
  • B Boron
  • B may optionally be present in the flat steel product of the present invention to aid in the formation of a fine texture.
  • B may optionally be present in the flat steel product of the present invention to aid in the formation of a fine texture.
  • B Boron
  • up to 0.1 wt .-% B may be provided. This results in a positive contribution of B to the properties of a flat steel product according to the invention even at levels of 0.005 wt .-%.
  • the positive influence of B at B contents of less than 0.02% by weight can be used particularly effectively.
  • Chromium (“Cr”) may optionally be added to the flat steel product of the present invention in amounts of up to 2% by weight in order to remove the corrosion and
  • Cr carbides may be formed which increase the ductility of the
  • Steel flat product can affect.
  • the effective influence of Cr at Cr contents of less than 0.8% by weight can be used particularly effectively.
  • the positive effects of Cr can be used particularly reliably in the flat steel product according to the invention if the Cr content is at least 0.05% by weight, in particular at least 0.10% by weight.
  • Si silicon
  • Si silicon
  • Al silicon
  • Si like Al
  • Si reduces the density of the material and contributes to deoxidation.
  • excessive Si contents may degrade the ductility and degrade the weldability of the flat steel product of the present invention.
  • Phosphorus is basically undesirable in the invention
  • the P content is limited to at most 0.1% by weight, especially at most 0.05% by weight.
  • S Sulfur
  • S is also in the flat steel product according to the invention an undesirable accompanying element, since it is too high levels the
  • Hot workability during hot rolling reduces and deteriorates corrosion resistance.
  • Tantalum Tantalum
  • W tungsten
  • Ni nickel
  • Ni contributes to the strength and toughness of the flat steel product. Likewise, Ni increases the
  • Cu copper
  • the positive influence of Cu can be used particularly effectively at Cu contents of less than 0.1% by weight.
  • Ca Calcium
  • Ca may optionally be added to the steel flat product at levels of up to 0.15% by weight for setting deleterious S levels.
  • Ca is particularly effective in amounts of up to 0.05 wt .-%, which, as far as Ca is ever present, are therefore preferred. Detrimental effects of Ca can thereby be safely avoided that the Ca content is limited to less than 0.01 wt .-%.
  • N Nitrogen
  • the N content of the flat steel product according to the invention is limited to not more than 0.02 wt .-%, in particular 0.01 wt .-%, with practical N contents in the range of 0.001 to 0.008 wt .-% can be found.
  • Co Cobalt
  • Co Cobalt
  • Flat steel product is present to reduce edge stability by the formation of precipitates, i. avoiding the formation of cracks during the
  • the elements of the group "Ti, Nb, V, Mo” alone i. without the presence of an element of the group “Zr, La, Ce, Y", or in combination with at least one of the elements of the group “Zr, La, Ce, Y”.
  • the elements of the group "Zr, La, Ce, Y" alone i. without the presence of any element of the group "Ti, Nb, V, Mo", or in combination with at least one of the elements of the group "Ti, Nb, V, Mo".
  • the content of this one element is 0.05-1% by weight. If, on the other hand, two or more elements of the group "Ti, Nb, V, Mo" are present, the sum of the contents is also 0.05-1% by weight.
  • An optimal cost-benefit relation can be obtained if, in the case that only one element of this group is present, individually or in the case that two or more elements of this group are present, in sum the content of the respectively present elements of the group at most 0.2 wt .-%, in particular at most 0.15 wt .-%, is.
  • Ti titanium
  • Ti carbides titanium carbides
  • Nb titanium
  • Ti carbides titanium carbides
  • Nb titanium
  • Ti enhances strength through the formation of Ti carbides and improves r-value.
  • the positive effect on the edge stability and the strength of Ti results in particular when Nb is present at the same time.
  • the simultaneous presence of Ti and Nb is therefore preferred.
  • the addition of Ti also improves the low temperature toughness and heat resistance of the material. Too high levels of Ti should, however, be avoided in order to avoid negative influences on the ductility and the welding properties.
  • the beneficial effect of Ti can be used especially when the Ti content is at least 0.06 wt .-%.
  • niobium (“Nb”) in addition to improving the edge stability, which results especially when Ti and Nb coexist, produces one
  • Nb carbides Increasing the strength by the formation of Nb carbides and improves the r-value, which effect is particularly safe when Ti is present at the same time.
  • the addition of Nb also improves the r-value, which effect is particularly safe when Ti is present at the same time.
  • Nb can be used especially when the Nb content is at least 0.03 wt .-%.
  • V Vanadium
  • V improves the r value of the flat steel product.
  • the positive effects of V at levels of at least 0.03% by weight can be used particularly reliably.
  • Mo molybdenum
  • Ce cerium
  • La lanthanum
  • Zr zirconium
  • Y yttrium
  • the edge stability On the other hand, they also act desulphurising and deoxidizing. In addition, they increase the r-value and improve the thermoforming ability. Ce, La, Zr and Y compensate in this way the negative influences that high Al contents on these properties of the
  • Steel flat product may have.
  • the effects of Ce, La, Zr and Y are the same, so that these elements can be interchanged.
  • the additional proviso according to which the aluminum equivalent Al eq formed from the respective Al and Si content must be in the range from 3 to 8% by weight ensures that the contents of the similarly acting alloying elements Al and Si are limited to the extent that the formation of extremely embrittling intermetallic precipitates is prevented.
  • the range specified for Al eq can be restricted according to the invention to not more than 7.6% by weight, in particular not more than 7% by weight or not more than 6.5% by weight.
  • the minimum value for Al eq may be 4.8% by weight.
  • the ratio% Mn /% Al of the contents of Mn ("% Mn") and Al ("% Al") should be more than 1.2% by weight, so that, despite the high Al content, a sufficient amount of austenite in the structure of
  • Flat steel product has an n-value of at least 0.21, wherein
  • n values of at least 0.25, in particular at least 0.26.
  • Flea n values represent high high elongation at break A50
  • the average grain size of the austenite is at least 0.9 pm. It has also proved to be favorable if the maximum size of the austenite grains in the structure of a
  • Steel flat product according to the invention is limited to 1, 5 pm.
  • Recrystallization degree can with the so-called "Kernal Average Misorientation "(" KAM ”) can be quantified.
  • the KAM is a measure of the
  • a low KAM in the ferrite thus ultimately means a high deformability of the ferrite. Since the structure of a
  • a ferrite low KAM may be low
  • KAM of the ferrite is hereby measured in longitudinal section as "KAM 1 5 °", whereby the sample was analyzed by EBSD with a
  • the process according to the invention comprises the following working steps: a) melting a molten steel consisting of (in% by weight) C: 0.08-0.25%, AI:
  • Hot rolling end temperature which is 850 - 1050 ° C; e) cooling the hot strip to a coiler temperature 400-900 ° C
  • f) coiling the hot strip cooled to the coiler temperature into a coil is; f) coiling the hot strip cooled to the coiler temperature into a coil; g) optional: annealing of the hot strip at a hot strip annealing temperature of 700 - 1000 ° C; h) optional: pickling of the hot strip; i) cold rolling the hot strip to a cold rolled steel strip with a total degree of deformation of 25-90%; j) finish annealing the cold rolled steel strip, heating the steel strip to a final annealing temperature and final annealing
  • - is carried out either as continuous annealing in continuous flow through a continuous annealing furnace in which the cold-rolled steel strip is kept for a period of at least 20 seconds and less than 10 minutes to a final annealing temperature of not less than 950 ° C and not more than 1070 ° C, - or as a bell annealing for a period of 0.5 - 60 h at a
  • Final annealing temperature is more than 800 ° C and up to 950 ° C.
  • composite molten steel produced which is typically a slab, a thin slab or a cast strip, are heated through.
  • preheating temperatures are 1100 - 1300 ° C, wherein preheating temperatures of at least 1150 ° C have proven to be particularly reliable in practice.
  • Preheat temperature is limited to at most 1250 ° C, can negatively impact the preheating, such as too doughy consistency of the
  • Hot rolling of the precursor to a hot strip can be done in
  • Hot strip at the end of hot rolling still has a hot rolling end temperature, which is 850 - 1050 ° C. Below 850 ° C
  • Hot rolling temperatures would require such high hot rolling forces that the desired degree of deformation can not be achieved on conventional hot rolling stands. Optimal hot rolling temperatures are therefore in the range of 900 - 1050 ° C.
  • predetermined reel temperature of 400 - 900 ° C cooled, with which they are then coiled to form a coil.
  • the minimum coiler temperature of 400 ° C is due to the poor thermal
  • Conductivity of the steel of a flat steel product according to the invention required because otherwise would result in high temperature gradients in the steel flat product to tensions and a concomitant poor flatness of the hot strip. Too fast cooling in the cooling section could stop the recrystallization processes that begin with the end of hot rolling.
  • the coil wound to the hot strip can be cooled by means of a coil shower to shorten the cooling time and positively influence the formation of scale.
  • the hot strip after cooling in the coil can optionally undergo an annealing, in which it is maintained over a sufficient for the complete recrystallization period at a temperature of 700-1000 ° C, especially 700-900 ° C.
  • the hot strip annealing is optionally carried out as a bell annealing, in which case the annealing time typically takes 0.5 to 60 hours.
  • the hot strip may be subjected to a pickling treatment prior to cold rolling. The in the course of
  • Production process by oxygen-affine elements caused by scale formation on the hot strip surface can be reduced by an extended residence time of the hot strip in the pickling medium.
  • the Hotbandbeizung can be carried out with different pickling media such as hydrochloric acid.
  • the cold-rolling of the hot-rolled strip to a cold-rolled strip is carried out with a Perfectumformgrad 25-90%, in particular at least 40% or at least 50%.
  • the final annealing can be completed in a continuous flow through a conventional continuous furnace or as batch annealing in batch mode.
  • the cold-rolled steel flat product with a typically 1 - 100 K / s, in particular 10 - 80 K / s or 20 - 50 K / s heating rate amounts to a final annealing temperature, which is at least 950 ° C and at most 1070 ° C, heated. Too rapid heating may adversely affect the homogeneity of the heating and, consequently, the homogeneous distribution of properties of the flat steel product.
  • the final annealing temperature is chosen so that the necessary
  • Austenitkorn sets, which is a prerequisite for the TRIP properties and the n value of the flat steel product according to the invention.
  • the necessary austenitic grain size can be adjusted particularly safely if the final annealing temperature is at least 970 ° C.
  • Optimally practical final annealing temperatures are in the range of 1000 - 1070 ° C.
  • Final annealing temperatures can produce flat steel products according to the invention having austenite grain sizes of 0.9-1.5 pm and a n-value lying regularly above 0.25, for example above 0.26.
  • the holding times at the final annealing temperature in the continuous annealing furnace amount to no more than 10 minutes, in particular not more than 5 minutes or 3 minutes, depending on the level of the final annealing temperature, with higher continuous annealing temperatures allowing shorter holding times and minimum holding times of at least 20 seconds being practical ,
  • the under the hood placed in the coil is cold rolled with a
  • the annealing times after reaching the final annealing temperature are in the range of 0.5 - 60 h,
  • the flat steel product according to the invention can be provided with a protective coating. This can be applied, for example, in a conventional manner by means of coating systems available in practice as a zinc or aluminum-based coating.
  • melts A - H were prepared, the wet-chemically determined analyzes of which are given in Table 1.
  • the analysis data of the individual elements relate in each case to the determined contents in% by weight. If this is entered in the respective table field, this means that the content of the respective element was below the respective detection limit and the element concerned was consequently ineffective with regard to the properties.
  • the detection limits are 0.005 wt% for P and Ti, 0.001 wt% for Cr, Co, S, and Ca respectively, and 0.01 wt% for V, Mo, and Ni, respectively.
  • Cu and Nb each at 0.02 wt%
  • B at 0.0004 wt% and for Ce, La, Y, Zr, As and Sn each at 0.002 wt%).
  • Allocate impurities include, for example, contents of As, Sn, Mg and H.
  • the sums of the microalloying elements Ti, Nb, V, Mo, the sum of the rare earth metals Ce, La, Y, Zr, the ratio of Mn to Al and the Al Equivalent individual melts are given in Table 2.
  • melts A and B are not
  • melts A - H were cast in a conventional manner to blocks, which then at a
  • Preheat temperature VWT have been through a period VWD Maschinenmint.
  • the blocks After being soaked, the blocks have also been conventionally rolled into slabs in a conventional hot rolling mill.
  • the slabs were rolled in a hot rolling mill to hot strip with a thickness of 2.5 - 3.0 mm.
  • the hot rolling was finished with a hot rolling end temperature WET.
  • the hot strips obtained in this case were cooled in air in each case to a reel temperature HT at which they have been coiled to form a coil.
  • Edge cracks have been classified as such hot bands where regular indentations larger than 15 mm have been found.
  • Hot tapes affected by "edge cracks” are classified as having regular notches with a size of 2 - 15 mm.
  • the rating “none” is in the
  • Hot tapes were made in which maximum notches were present with a size of less than 2 mm.
  • hot strips were then subjected to a hot strip annealing, which has been carried out as a bell annealing with an annealing temperature of 850 ° C and an annealing time of 6 hours.
  • the annealed as well as the unannealed hot tapes have been cold rolled into cold rolled steel strip in a conventional cold rolling machine with a total cold forming degree KGW.
  • the cold-rolled steel strips obtained are in continuous (“Konti”) in a continuous annealing furnace or batchwise in one
  • Annealing annealing furnace (“hood") has been final annealed. They are each with an average heating rate HR on the respective
  • Final annealing temperature Tsg have been heated, in which they have been held for a duration tsg.
  • Hot-rolled annealing the total cold forming degree KGW, the type of final annealing, the heat-up rate HR of the final annealing, the final annealing temperature Tsg and the final annealing time tsg are given in Table 3a and Table 3b.
  • the yield strengths ReH and ReL, the yield strength Rp0.2, the tensile strength Rm and the elongation at break A50 have been determined according to DIN EN ISO 6892-1: 2009 on cold-rolled strip in the transverse direction.
  • to Determination of the austenite grain size KG was determined by means of EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) of the mean circular equivalent grain diameter.
  • n 10-2 o and the r 10 2o value and the KAM value have been determined in the manner already explained above. Unrecorded values are indicated in Table 3 by.
  • predetermined temperature range of 950 - 1070 ° C was.
  • Table 4a means that the corresponding value has not been determined.
  • Table 4b indicates that the corresponding value has not been determined.

Abstract

Die Erfindung stellt ein den praktischen Anforderungen an seine Verwendbarkeit mit hoher Sicherheit genügendes höherfestes kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem n-Wert von mindestens 0,21 zur Verfügung, das sich im großindustriellen Maßstab betriebssicher erzeugen lässt. Das Stahlflachprodukt ist hierzu aus einem Stahl hergestellt, der aus (in Gew.-%) C: 0,08 - 0,25 %, AI: 3 - 5,4 %, Mn: 6 - 14 %, B: 0 - 0,1 %, Cr: 0 - 2 %, Si: 0 - 0,4 %, P: 0 - 0,1 %, S: 0 - 0,3 %, Ta: 0 - 0,5 %, W: 0 - 0,5 %, Ni: 0 - 2 %, Cu: 0 - 2 %, Ca: 0 - 0,15 %, N: 0 - 0,02 % Co: 0 - 2 % sowie einem oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Ti, Nb, V, Mo" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen Elementen 0,05 - 1 % beträgt, und/oder einem oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Zr, La, Ce, Y" mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen Elementen 0,05 - 0,3 % beträgt, sowie Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei für das Verhältnis %Mn/%AI gilt %Mn/%AI > 1,2 und für Aleq = %AI + 0,4 x (%Si)3 - 3 x (%Si)2 + 8,3 x %Si gilt 3 < Aleq < 8 mit %Mn: Mn-, %AI: AI- und %Si: Si-Gehalt des Stahls, wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts zu 10 - 60 Flächen-% aus Austenit und zu 40 - 90 Flächen-% aus Ferrit bei einer mittleren Korngröße des Austenits von 0,85— 3 μιτι besteht. Darüber hinaus stellt die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts bereit, das als wesentlichen Arbeitsschritt eine als Durchlaufglühung über 20 s - 10 min bei 950 - 1070°C oder als Haubenglühung über 0,5 - 60 h bei > 850 - 950°C durchgeführte Schlussglühung umfasst.

Description

Kaltgewalztes Stahlflachprodukt sowie Verwendung und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das eine für die Umformung zu Bauteilen, insbesondere Fahrzeugbauteilen und desgleichen, optimale Kombination seiner mechanischen Eigenschaften besitzt.
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen kaltgewalzten Stahlflachprodukts.
Ebenso nennt die Erfindung für derartige Stahlflachprodukte besonders geeignete Verwendungen.
Wenn im vorliegenden Text Gehalte eines Stahls oder eines Stahlflachprodukts genannt sind, beziehen sich diese Gehaltsangaben immer auf das Gewicht (Angabe in Gew.-%), sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist. Sind im vorliegenden Text Angaben zur Zusammensetzung von Atmosphären oder Gasgemischen angegeben, so beziehen sich die zu den einzelnen
Bestandteilen gemachten Gehaltsangaben immer auf das Volumen (Angabe in Vol.-%), sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist. Sind im
vorliegenden Text Angaben zu Gehalten einzelner Bestandteile am Gefüge eines Stahlflachprodukts gemacht, so beziehen sich diese immer auf den am Gefügeschliff gemäß DIN EN 13925 (2003.07) ermittelten Anteil in Flächen-% (Angabe in Flächen-%), sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist.
Unter dem Begriff "Stahlflachprodukt" werden im vorliegenden Text in einem Walzprozess erzeugte Stahlbänder oder Stahlbleche sowie daraus gewonnene Zuschnitte, Platinen und vergleichbare Produkte verstanden, deren Dicke jeweils wesentlich kleiner ist als ihre Breite und Länge. Wenn hier vom„n-Wert“ die Rede ist, dann ist damit der als„n10-2o“ gemäß DIN 10275 im Zugversuch bestimmte n-Wert gemeint. Der Zugversuch selbst wird dabei nach DIN EN ISO 6892-1 (Probenform 1 ) durchgeführt.
Wenn hier vom„r-Wert“ die Rede ist, dann ist damit der als„r10-2o“ gemäß DIN 10113 im Zugversuch bestimmte r-Wert gemeint. Der Zugversuch selbst wird dabei auch hier nach DIN EN ISO 6892-1 (Probenform 1 ) durchgeführt.
Höherfeste, kaltumformbare Stähle und daraus erzeugte Stahlflachprodukte werden insbesondere für die Herstellung von Karosseriebauteilen für
Kraftfahrzeuge benötigt. Gerade dort besteht die Forderung, dass die Bleche, aus denen die Bauteile gefertigt werden, bei einem optimal geringen Gewicht nicht nur gut verformbar sind, sondern auch eine ausreichende Festigkeit besitzen, um bei geringen Blechdicken einen effektiven Beitrag zur Stabilität der Karosserie leisten zu können.
Aus der US 2017/0114433 A9 ist ein kaltgewalztes Stahlblech bekannt, das nach einer Glühung TRIP-Eigenschaften und eine Zugfestigkeit von
mindestens 1000 MPa, insbesondere mindestens 1180 MPa, bei einer
Gesamtdehnung von mindestens 15 %, insbesondere mindestens 20 %, aufweisen soll. Das Stahlblech besteht aus (in Gew.-%) C: 0,1 - 0,3 %; Mn: 4 - 10 %, AI: 0,05 - 5 %, Si: 0,05 - 5 %; und Nb: 0,008 - 0,1 , Rest Eisen und unvermeidliche Verunreinigungen, wobei Mn-Gehalte von 4 - 7 %,
insbesondere 6 - 7 %, Si-Gehalte von 0,1 - 1 ,1 und Al-Gehalte von
0,5 - 1 ,6 % besonders bevorzugt sind. Ebenso werden ein Nb-Gehalt von 0,02 % und C-Gehalte von 0,15 - 0,17 % als besonders günstig angesehen. Dabei besteht die Mikrostruktur des kaltgewalzten Blechs zu mindestens 20 % aus Restaustenit und zu mehr als 50 % aus lanzettenartig geglühtem („lath type“) Ferrit. Gleichzeitig besitzen der Restaustenit und der Ferrit eine ultrafeine Korngröße von weniger als 5 pm. Um die angestrebte Struktur und Festigkeitseigenschaften zu erzielen, ist im Labormaßstab eine entsprechend zusammengesetzte, durch Vakuuminduktionsschmelzen erschmolzene Schmelze zu Brammen vergossen worden, die anschließend zu 20 mm dicken Platten vorgewalzt worden ist. Die Platten sind über 3 Stunden bei einer Temperatur von 1230 °C gehalten worden, um eine Homogenisierung zu bewirken, und darauf folgend in drei Schritten zu Platten mit einer Dicke von 4 mm fertig warmgewalzt worden. Die mit einer Endtemperatur von 900 °C die Fertigwarmwalzstaffel verlassenden warmgewalzten Platten sind dann beschleunigt auf eine Haspeltemperatur von 750 °C abgekühlt worden, bei der sie anschließend für eine Stunde gehalten worden sind. Anschließend sind die Platten im Ofen auf
Raumtemperatur gehalten worden. Auf diese Weise sollten die Vorgänge simuliert werden, die ablaufen, wenn ein in entsprechender Weise erzeugtes Warmband zu einem Haspel gewickelt wird und im Haspel auf
Raumtemperatur abkühlt. Nach einer Glühung sind die warmgewalzten Platten mit einer Dickenreduktion von 40 - 50 % kaltgewalzt worden. Die kaltgewalzten Platten haben schließlich eine Durchlaufglüheinrichtung durchlaufen, in der ein Glühzyklus simuliert wurde, bei dem die Platten mit einer Aufheizrate von 10 °C/s auf 650 - 750 °C, insbesondere 680 - 740 °C, erwärmt und für 180 Sekunden bei dieser Temperatur gehalten worden sind, um darauf folgend mit einer Abkühlrate von 10 °C/s auf Raumtemperatur abgekühlt zu werden.
Der Vorteil von Stahlflachprodukten der voranstehend erläuterten Art besteht in ihrer Kombination aus in Folge ihrer vergleichbar geringen Dichte geringem Gewicht, hoher Festigkeit und guten Dehnungseigenschaften. Allerdings erweist sich die Erzeugung solcher Stahlflachprodukte im großindustriellen Maßstab als problematisch. So zeigt sich beispielsweise eine hohe Empfindlichkeit gegen die Entstehung von Kantenrissen beim Warmwalzen. Auch erweist es sich in der Praxis häufig als schwierig, komplex geformte Bauteile, wie sie insbesondere im Bereich des
Fahrzeugbaus benötigt werden, durch Tiefziehen oder vergleichbare Umformoperationen zu formen, bei denen hohe Verformungsgrade erzielt werden können.
Vor dem Hintergrund des Standes der Technik hat sich die Aufgabe ergeben, ein den praktischen Anforderungen an seine Verwendbarkeit mit hoher Sicherheit genügendes kaltgewalztes Stahlflachprodukt zu schaffen, das sich auch im großindustriellen Maßstab betriebssicher erzeugen lässt.
Darüber hinaus sollten ein praxisgerechtes Verfahren zur Herstellung und mindestens eine vorteilhafte Verwendung eines solchen Stahlflachprodukts angegeben werden.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt hat die Erfindung diese Aufgabe dadurch gelöst, dass ein solches Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 1 ausgebildet ist.
Ein die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß lösendes
Verfahren ist in Anspruch 12 angegeben.
Dabei sind erfindungsgemäße Stahlflachprodukte in besonderer Weise für die Herstellung von Fahrzeugbauteilen, insbesondere für Fahrwerks- oder Karosserieteile von Kraftfahrzeugen, wie Personen- oder Lastkraftwagen, geeignet. Zu diesen Teilen zählen beispielsweise Komponenten für die Lenkung, Radfelgen, Komponenten für das Fahrgestell von Fahrzeugen und desgleichen. Jedoch können erfindungsgemäße Stahlflachprodukte auch besonders gut zur Herstellung von Einrichtungen verwendet werden, die einen ballistischen Schutz bieten sollen. Auf Grund ihrer guten
Umformbarkeit sind erfindungsgemäße Stahlflachprodukte darüber hinaus in besonderer Weise für Innen- oder Außenhochdruckumformverfahren geeignet. So lassen sich aus erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten beispielsweise auch Bauteile für Verbrennungsmotoren, wie Nockenwellen, Kolbenstangen und desgleichen, hersteilen. Des Weiteren können erfindungsgemäße Stahlflachprodukte im Bereich des Behälterbaus oder anderer Anwendungen, bei denen großvolumige Körper mit komplexer
Formgebung erzeugt werden müssen, mit Erfolg eingesetzt werden.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen
Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine
Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich demnach dadurch aus, dass es im kaltgewalzten Zustand einen mindestens 0,21 betragenden n-Wert aufweist, wobei das Stahlflachprodukt aus einem Stahl hergestellt ist, der aus (in Gew.-%)
C: 0,08 - 0,25 %,
AI: 3 - 5,4 %,
Mn: 6 - 14 %,
B: 0 - 0,1 %,
Cr: 0 - 2 %,
Si: 0 - 0,4 %,
P: 0 - 0,1 %,
S: 0 - 0,3 %,
Ta: 0 - 0,5 %,
W: 0 - 0,5 %,
Ni: 0 - 2 %,
Cu: 0 - 2 %,
Ca: 0 - 0,15 %,
N: 0 - 0,02 %
Co: 0 - 2 %
sowie einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe
„Ti, Nb, V, Mo“ mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen
Elementen mindestens 0,05 % und höchstens 1 % beträgt, und/oder einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe„Zr, La, Ce, Y“ mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen Elementen mindestens 0,05 % und höchstens 0,3 % beträgt, sowie Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen
besteht,
wobei für das Verhältnis %Mn/%AI gilt %Mn/%AI > 1 ,2 und für Aleq = %AI + 0,4 x (%Si)3 - 3 x (%Si)2 + 8,3 x %Si gilt 3 < Aleq < 8 mit %Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls
%AI: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls
wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts zu 10 - 60 Flächen-% aus Austenit und zu 40 - 90 Flächen-% aus Ferrit bei einer mittleren Korngröße des Austenits von 0,85— 3 pm besteht.
Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist dabei eine Zusammensetzung und einen Gefügezustand auf, die ihm für die jeweiligen Verwendungszwecke optimierte Eigenschaften verleihen.
So sieht die Erfindung einen Gehalt an Kohlenstoff („C“) von 0,08 - 0,25 Gew.-% vor, um eine ausreichende Menge Austenit im Gefüge des Stahlflachprodukts zu gewährleisten. Dabei ist der C-Gehalt auf 0,25 Gew.-% beschränkt, um die
Neigung zur Bildung von spröden Kappa-Karbiden an den Korngrenzen zu vermeiden. Solche Karbide würden die Warm- und Kaltumformbarkeit der erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte beeinträchtigen. Im erfindungsgemäß vorgegebenen Gehaltsbereich wirkt der Kohlenstoff verfestigend durch
Mischkristallbildung und erhöht die Stapelfehlerenergie, was wiederum zur
Steigerung der Festigkeit beiträgt. Neben den negativen Auswirkungen auf die Verformbarkeit würden höhere C-Gehalte die Schweißbarkeit beeinträchtigen. Daher ist die Obergrenze des C-Gehalts erfindungsgemäß auf 0,25 Gew.-% beschränkt, wobei sich C-Gehalte von höchstens 0,22 Gew.-%, insbesondere von höchstens 0,19 Gew.-% oder ganz besonders bevorzugt von höchstens 0,17 Gew.-% als besonders günstig in Bezug auf die Vermeidung negativer Wirkungen des C-Gehalts herausgestellt haben. Die positiven Wirkungen der Anwesenheit von C im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt lassen sich dagegen dadurch nutzen, dass der C-Gehalt mindestens 0,08 Gew.-% beträgt, wobei sich bei Gehalten von mindestens 0,11 Gew.-% C, insbesondere mindestens 0,13 Gew.-% C, die vorteilhaften Wirkungen besonders sicher einstellen.
Aluminium („AI“) ist im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 3 - 5,4 Gew.-% vorhanden, um einerseits die Dichte und damit einhergehend das Gewicht des Stahlflachprodukts zu vermindern und um andererseits die
Zugfestigkeit durch Mischkristallhärtung zu erhöhen. AI trägt zudem zur Bildung des Ferritanteils im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei. Diese günstigen Effekte stellen sich bei Al-Gehalten von mindestens 3 Gew.-% ein, wobei Gehalte von mindestens 4 Gew.-% in dieser Hinsicht besonders günstig sind. Um jedoch negative Einflüsse zu vermeiden, ist der Al-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 5,4 Gew.-% beschränkt. Oberhalb dieser Grenze liegende Al-Gehalte würden zu einer Verschlechterung der Kaltumformbarkeit durch Bildung intermetallischer Phasen führen. Als besonders geeignet zum Erreichen einer guten Kaltumformbarkeit haben sich Al- Gehalte von höchstens 5,1 Gew.-% erwiesen. Darüber hinaus bildet AI, wenn es in höheren Gehalten vorhanden ist, mit Stickstoff und Kohlenstoff versprödende Partikel, vermindert die Wärmeleitfähigkeit und senkt das E-Modul.
Mangan („Mn“) ist im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 6 - 14 Gew.-% vorhanden. Mn trägt zur Bildung einer ausreichenden Menge an Austenit im Gefüge des Stahlflachprodukts und ihrer Stabilität bei. Gleichzeitig verbessert die Anwesenheit von Mn in den erfindungsgemäß vorgeschriebenen Mengen die Warmformbarkeit, die Schweißbarkeit und die Festigkeit des
Stahlflachprodukts. Dabei wirkt Mn bei der Erzeugung des Stahls, aus dem das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt besteht, desoxidierend. Zu hohe Mn-Gehalte werden vermieden, um die Korrosionsbeständigkeit des Stahlflachprodukts nicht zu beeinträchtigen. Zudem führen zu hohe Mn-Gehalte zu einer zu hohen Stabilität des Austenits, sodass der TRIP-Effekt verhindert oder eingeschränkt wird, was sich negativ auf die Umformbarkeit des Stahlflachprodukts auswirkt. Besonders sicher lassen sich die positiven Einflüsse von Mn in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt bei Gehalten von mindestens 8 Gew.-%, insbesondere mindestens 9 Gew.-%, nutzen. Negative Einflüsse der Anwesenheit von Mn bei gleichzeitig optimiertem Kosten-Nutzen-Verhältnis lassen sich dadurch vermeiden, dass der Mn-Gehalt auf höchstens 12 Gew.-%, insbesondere höchstens 11 ,0 Gew.-%, beschränkt wird. Als besonders günstig zum Erreichen einer guten Umformbarkeit haben sich Mn-Gehalte von höchstens 10,7 Gew.-% erwiesen.
Bor („B“) kann im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional vorhanden sein, um die Ausprägung eines feinen Gefüges zu unterstützen. Hierzu können bis zu 0,1 Gew.-% B vorgesehen sein. Dabei ergibt sich ein positiver Beitrag von B zu den Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bereits bei Gehalten von 0,005 Gew.-%. Besonders effektiv lässt sich der positive Einfluss von B bei B-Gehalten von weniger als 0,02 Gew.-% nutzen.
Chrom („Cr“) kann dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional in Gehalten von bis zu 2 Gew.-% zugegeben werden, um die Korrosions- und
Oxidationsbeständigkeit zu verbessern. Bei oberhalb von 2 Gew.-% liegenden Gehalten können sich Cr-Karbide bilden, die die Verformbarkeit des
Stahlflachprodukts beeinträchtigen können. Besonders effektiv lässt sich der positive Einfluss von Cr bei Cr-Gehalten von weniger als 0,8 Gew.-% nutzen. Die positiven Wirkungen von Cr lassen sich im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt dann besonders sicher nutzen, wenn der Cr-Gehalt mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,10 Gew.-% beträgt.
Optional vorhandene Gehalte von bis zu 0,4 Gew.-% an Silizium („Si“) können dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zugegeben werden, um die Festigkeit und Korrosionsbeständigkeit zu erhöhen. Gleichzeitig verringert Si wie AI die Dichte des Werkstoffs und trägt zur Desoxidation bei. Zu hohe Si-Gehalte können jedoch die Duktilität verschlechtern und die Schweißeignung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts herabsetzen. Diese negativen Einflüsse können dadurch sicher vermieden werden, dass bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt der Si- Gehalt auf höchstens 0,3 Gew.-% beschränkt wird. Gleichzeitig treten die
Wirkungen von Si im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt schon dann ein, wenn der Si-Gehalt mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-%, beträgt.
Phosphor („P“) ist grundsätzlich unerwünscht im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt, weil es Seigerung verursacht und die Kaltumformbarkeit, Schweißbarkeit und Oxidationsbeständigkeit beeinträchtigt. Daher ist der P-Gehalt auf höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,05 Gew.-%, beschränkt.
Schwefel („S“) ist ebenfalls im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ein unerwünschtes Begleitelement, da es bei zu hohen Gehalten die
Warmumformbarkeit beim Warmwalzen mindert und die Korrosionsbeständigkeit verschlechtert.
Tantal („Ta“) und Wolfram („W“) können dem erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt zur Festigkeitssteigerung durch Karbidbildung in Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% beigegeben werden. Ein optimales Kosten-Nutzen-Verhältnis ergibt sich dabei bei Gehalten von bis zu 0,1 Gew.-%.
Optional in Gehalten von bis zu 2 Gew.-% vorhandenes Nickel („Ni“) erhöht die Menge und die Stabilität des im Gefüge eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts vorhandenen Austenits. Gleichzeitig trägt Ni zur Festigkeit und Zähigkeit des Stahlflachprodukts bei. Ebenso erhöht Ni die
Korrosionsbeständigkeit. Diese vorteilhaften Wirkungen lassen sich insbesondere dann nutzen, wenn der Ni-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens 0,05 Gew.-% beträgt. Besonders effektiv lässt sich der positive Einfluss von Ni bei Ni-Gehalten von weniger als 1 ,0 Gew.-% nutzen.
Die Zugabe von Kupfer („Cu“) in Gehalten von bis zu 2 Gew.-% verbessert die Korrosionsbeständigkeit des Stahlflachprodukts. Höhere Cu-Gehalte
verschlechtern jedoch die Warmumformbarkeit und Schweißbarkeit. Besonders effektiv lässt sich der positive Einfluss von Cu bei Cu-Gehalten von weniger als 0,1 Gew.-% nutzen.
Kalzium („Ca“) kann dem Stahlflachprodukt optional in Gehalten von bis zu 0,15 Gew.-% zur Abbindung schädlicher S-Gehalte zugegeben werden. Besonders wirksam erweist sich Ca dabei in Gehalten von bis zu 0,05 Gew.-%, die, soweit Ca überhaupt vorhanden ist, daher bevorzugt sind. Schädliche Einflüsse von Ca können dabei dadurch sicher vermieden werden, dass der Ca-Gehalt auf weniger als 0,01 Gew.-% beschränkt wird.
Stickstoff („N“) ist im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in möglichst geringen Gehalten vorhanden, um die Bildung unerwünschter Al-Nitride zu vermeiden, welche die mechanischen Eigenschaften und Verformbarkeit des
Stahlflachprodukts im besonderen Maße beeinträchtigen würden. Daher ist der N- Gehalt des Stahlflachprodukts erfindungsgemäß auf höchstens 0,02 Gew.-%, insbesondere 0,01 Gew.-%, beschränkt, wobei praxisgerechte N-Gehalte im Bereich von 0,001 - 0,008 Gew.-% zu finden sind.
Kobalt („Co“) kann dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional in
Gehalten von bis zu 2 Gew.-% zugegeben werden, um die Menge und die
Stabilität des im Gefüge vorhandenen Austenits zu erhöhen. Gleichzeitig erhöht Co die Rekristallisationstemperatur. Optimale Wirkungen der Anwesenheit von Co ergeben sich, wenn der Co-Gehalt auf höchstens 1 Gew.-% beschränkt ist, wobei sich Co-Gehalte von weniger als 0,01 Gew.-% als in vielen Fällen ausreichend erwiesen haben. Antimon („Sb“) beeinflusst die Eigenschaften des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts negativ und zählt daher zu den unerwünschten, jedoch herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen. Sein Gehalt sollte so gering wie möglich sein, jedenfalls aber wie der aller anderen hier nicht
aufgeführten und deshalb den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnenden Elementen im technisch unwirksamen Bereich liegen. Als praxisgerechte
Obergrenze, unterhalb der der Sb-Gehalt liegen sollte, hat sich hier 0,002 Gew.-% bewährt.
Eine besondere Bedeutung kommt den Elementen zu, die den Gruppen„Ti, Nb, V, Mo“ und„Zr, La, Ce, Y“ zugeordnet sind. Erfindungsgemäß ist mindestens ein Element aus mindestens einer dieser Gruppen im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt vorhanden, um durch die Bildung von Ausscheidungen die Kantenstabilität, d.h. die Vermeidung der Bildung von Rissen, während des
Warmwalzens zu unterstützen. Dabei können, wie gesagt, die Elemente der Gruppe„Ti, Nb, V, Mo“ alleine, d.h. ohne die Anwesenheit eines Elements der Gruppe„Zr, La, Ce, Y“ vorhanden sein, oder in Kombination mit mindestens einem der Elemente der Gruppe„Zr, La, Ce, Y“. Entsprechend können die Elemente der Gruppe„Zr, La, Ce, Y“ alleine, d.h. ohne die Anwesenheit eines Elements der Gruppe„Ti, Nb, V, Mo“ vorhanden sein, oder in Kombination mit mindestens einem der Elemente der Gruppe„Ti, Nb, V, Mo“.
Im Fall, dass nur ein Element der Gruppe„Ti, Nb, V, Mo“ im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden ist, beträgt der Gehalt an diesem einen Element 0,05 - 1 Gew.-%. Sind dagegen zwei oder mehr Elemente der Gruppe„Ti, Nb, V, Mo“ vorhanden, beträgt die Summe der Gehalte ebenfalls 0,05 - 1 Gew.-%.
Besonders günstige Einflüsse der Elemente der Gruppe„Ti, Nb, V, Mo“ ergeben sich dabei dann, wenn deren Gehalt im Fall, dass nur ein Element dieser Gruppe vorhanden ist, einzeln oder im Fall, dass zwei oder mehr Elemente dieser Gruppe vorhanden sind, in Summe mindestens 0,08 Gew.-% beträgt. Eine optimale Kosten-Nutzen-Relation kann erhalten werden, wenn im Fall, dass nur ein Element dieser Gruppe vorhanden ist, einzeln oder im Fall, dass zwei oder mehr Elemente dieser Gruppe vorhanden sind, in Summe der Gehalte an den jeweils anwesenden Elementen der Gruppe höchstens 0,5 Gew.-%, insbesondere höchstens
0,35 Gew.-%, beträgt.
Genauso beträgt im Fall, dass nur ein Element der Gruppe„Zr, La, Ce, Y“ im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt anwesend ist, dessen Gehalt 0,05 - 0,3 Gew.-%. Sind dagegen zwei oder mehr Elemente der Gruppe„Zr, La, Ce, Y“ vorhanden, beträgt die Summe der Gehalte dieser Elemente ebenfalls 0,05 - 0,3 Gew.-%. Besonders günstige Einflüsse der Elemente der Gruppe„Zr, La, Ce, Y“ ergeben sich dabei dann, wenn deren Gehalt im Fall, dass nur ein Element dieser Gruppe vorhanden ist, einzeln oder im Fall, dass zwei oder mehr Elemente dieser Gruppe vorhanden sind, in Summe mindestens 0,08 Gew.-% beträgt. Eine optimale Kosten-Nutzen-Relation kann erhalten werden, wenn im Fall, dass nur ein Element dieser Gruppe vorhanden ist, einzeln oder im Fall, dass zwei oder mehr Elemente dieser Gruppe vorhanden sind, in Summe der Gehalt an den jeweils anwesenden Elementen der Gruppe höchstens 0,2 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,15 Gew.-%, beträgt.
Neben der Verbesserung der Kantenstabilität bewirkt Titan („Ti“) eine Steigerung der Festigkeit durch die Bildung von Ti-Karbiden und verbessert den r-Wert. Dabei ergibt sich die positive Wirkung auf die Kantenstabilität und die Festigkeit von Ti insbesondere dann, wenn gleichzeitig auch Nb vorhanden ist. Die gleichzeitige Anwesenheit von Ti und Nb ist daher bevorzugt. Die Zugabe von Ti verbessert zudem die Tieftemperaturzähigkeit und die Warmfestigkeit des Werkstoffs. Zu hohe Gehalte an Ti sollten allerdings vermieden werden, um negative Einflüsse auf die Verformbarkeit und die Schweißeigenschaften zu vermeiden. Die vorteilhafte Wirkung von Ti lässt sich insbesondere dann nutzen, wenn der Ti- Gehalt mindestens 0,06 Gew.-% beträgt. Wie Ti bewirkt Niob („Nb“) neben der Verbesserung der Kantenstabilität, die sich insbesondere ergibt, wenn Ti und Nb gleichzeitig vorhanden sind, eine
Steigerung der Festigkeit durch die Bildung von Nb-Karbiden und verbessert den r-Wert, wobei auch diese Wirkung dann besonders sicher eintritt, wenn gleichzeitig Ti anwesend ist. Die Zugabe von Nb verbessert zudem die
Tieftemperaturzähigkeit und die Warmfestigkeit des Werkstoffs. Zu hohe
Gehalte an Nb sollten allerdings vermieden werden, um negative Einflüsse auf die Verformbarkeit und die Schweißeigenschaften zu vermeiden. Die
vorteilhafte Wirkung von Nb lässt sich insbesondere dann nutzen, wenn der Nb-Gehalt mindestens 0,03 Gew.-% beträgt.
Vanadium („V“) bildet Karbide und trägt so, neben seinem positiven Einfluss auf die Kantenstabilität, zur Festigkeit des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts bei. Gleichzeitig verbessert die Zugabe von V den r-Wert des Stahlflachprodukts. Besonders sicher lassen sich die positiven Einflüsse von V bei Gehalten von mindestens 0,03 Gew.-% nutzen.
Molybdän („Mo“) verbessert ebenfalls nicht nur die Kantenstabilität, sondern trägt zusätzlich zur Zugfestigkeit bei und bildet mit C feine Karbide, die die Ausprägung eines feinen Gefüges unterstützen. Bei zu hohen Gehalten verschlechtert Mo jedoch die Warm- und Kaltformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Die positiven Wirkungen von Mo lassen sich insbesondere dann nutzen, wenn der Mo-Gehalt mindestens 0,05 Gew.-% beträgt.
Cer („Ce“), Lanthan („La“), Zirkonium („Zr“) und Yttrium („Y”) verbessern
einerseits die Kantenstabilität. Andererseits wirken sie auch entschwefelnd und desoxidierend. Dabei erhöhen sie zusätzlich den r-Wert und verbessern die Tiefziehfähigkeit. Ce, La, Zr und Y kompensieren auf diese Weise die negativen Einflüsse, die hohe Al-Gehalte auf diese Eigenschaften des
Stahlflachprodukts haben können. Dabei sind die Wirkungen von Ce, La, Zr und Y jeweils gleich, so dass diese Elemente gegeneinander ausgetauscht werden können.
Durch die ergänzende Maßgabe, gemäß der das aus dem jeweiligen AI- und Si-Gehalt gebildete Aluminium-Äquivalent Aleq im Bereich von 3 - 8 Gew.-% liegen muss, ist sichergestellt, dass die Gehalte an den ähnlich wirkenden Legierungselementen AI und Si so weit begrenzt sind, dass die Bildung von extrem versprödend wirkenden intermetallischen Ausscheidungen verhindert wird. Um dieser Gefahr besonders sicher entgegenzuwirken, kann der für Aleq vorgegebene Bereich erfindungsgemäß auf höchstens 7,6 Gew.-%, insbesondere höchstens 7 Gew.-% oder höchstens 6,5 Gew.-%, beschränkt werden. Gleichzeitig kann der Mindestwert für Aleq auf 4,8 Gew.-%
angehoben werden, um die positiven Auswirkungen der gleichzeitigen Anwesenheit von AI und Si sicher nutzen zu können.
Das Verhältnis %Mn/%AI der Gehalte an Mn („%Mn“) und AI („%AI“) soll erfindungsgemäß mehr als 1 ,2 Gew.-% betragen, damit trotz des hohen Al- Gehalts eine ausreichende Menge an Austenit im Gefüge des
Stahlflachprodukts erzielt wird.
Durch die voranstehend erläuterten legierungstechnischen und die nachfolgend erläuterten verfahrensmäßigen Maßnahmen ist sichergestellt, dass der Austenitgehalt im Gefüge des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts 10 - 60 Flächen-% beträgt. Bei derartigen Gehalten an Austenit weist der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts TRIP- Eigenschaften und das Stahlflachprodukt einen hohen n-Wert von
mindestens 0,21 auf.
Neben den technisch unvermeidbaren anderen Gefügebestandteilen, die jedoch in so geringen Mengen vorhanden sind, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften haben, besteht der nicht von Austenit eingenommene Rest des Gefüges des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts als Folge des hohen Al-Gehalts aus Ferrit.
Ebenfalls in Folge der legierungstechnischen Maßnahmen und der erfindungsgemäßen Fierstellweise weist ein erfindungsgemäßes
Stahlflachprodukt einen n-Wert von mindestens 0,21 auf, wobei
erfindungsgemäße Stahlflachprodukte regelmäßig n-Werte von mindestens 0,25, insbesondere mindestens 0,26, erreichen. Flohe n-Werte stehen für eine mit einer hohen Bruchdehnung A50 einhergehende hohe
Umformbarkeit und erlauben daher die Formung komplexer Bauteile. Zu hohe n-Werte sollten allerdings vermieden werden, da dies hohe
erforderliche Verformungskräfte nach sich ziehen würde. In Folge ihrer Zusammensetzung und Fierstellung weisen erfindungsgemäße
Stahlflachprodukte n-Werte auf, die regelmäßig nicht höher als 0,5, insbesondere nicht höher als 0,4, sind.
Die Austenit-Korngröße im Gefüge eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts beträgt im Mittel 0,85 - 3 pm. Zu kleine Körner würden den TRIP-Effekt hemmen. Der angestrebte n-Wert würde nicht erreicht. Zu große Körner würden jedoch zu einer starken Abnahme der Streckgrenze und der Zugfestigkeit führen. Optimalerweise beträgt die mittlere Korngröße des Austenits mindestens 0,9 pm. Ebenso hat es sich als günstig erwiesen, wenn die maximale Größe der Austenitkörner im Gefüge eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf 1 ,5 pm beschränkt wird.
Gemäß einer ersten Ausgestaltung der Erfindung, die zu einer weiter verbesserten Verformbarkeit beiträgt, wird bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt neben einer hohen Austenitkorngröße ein hoher
Rekristallisationsgrad in den Ferritkörnern angestrebt, damit diese die Verformung der Austenitkörner mittragen können. Dieser
Rekristallisationsgrad kann mit der sogenannten„Kernal Average Misorientation“ („KAM“) quantifiziert werden. Die KAM ist ein Maß für die
Versetzungsdichte. Eine niedrige KAM im Ferrit bedeutet damit letztlich eine hohe Verformungsfähigkeit des Ferrits. Da das Gefüge eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts aus Austenit und Ferrit besteht
(„Duplexgefüge“), kann ein niedriger KAM des Ferrits eine niedrige
Austenitkorngröße kompensieren. Für den aus der jeweiligen mittleren
Korngröße KG des Austenits und dem am Ferrit bestimmten„KAM 1 5°- Wert“ gebildete Quotient KG/(KAM 1 5°) gilt daher erfindungsgemäß
KG/(KAM 1 5°) > 2,7 pm/°. Die KAM des Ferrits wird hierbei im Längsschliff als„KAM 1 5°" gemessen. Dabei wurde die Probe per EBSD mit einer
Auflösung von 100 nm abgerastert und anschließend mit einer Schrittweite von 1 (nur 1. Nachbarn) und einem Abschneidewert von 5° ausgewertet, wie in Nafisi S., Szpunar J., Vali H., Ghomashchi R., 2009, Grain misorientation in thixo-billets prepared by melt stirring. Mater Char 60:938-945).
Das Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäß beschaffenen
kaltgewalzten Stahlflachprodukts ist so angelegt, dass basierend auf der erfindungsgemäßen Legierungsvorschrift das angestrebte Eigenschaftsprofil des Stahlflachprodukts erzielt wird. Zu diesem Zweck umfasst das erfindungsgemäße Verfahren folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer Stahlschmelze, die aus (in Gew.-%) C: 0,08 - 0,25 %, AI:
3 - 5,4 %, Mn: 6 - 14 %, B: 0 - 0,1 %, Cr: 0 - 2 %, Si: 0 - 0,4 %, P: 0 - 0,1 %, S: 0 - 0,3 %, Ta: 0 - 0,5 %, W: 0 - 0,5 %, Ni: 0 - 2 %, Cu: 0 - 2 %, Ca: 0 - 0,15 %, N: 0 - 0,02 %, Co: 0 - 2 %, sowie einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe„Ti, Nb, V, Mo“ mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen Elementen mindestens 0,05 % und höchstens 1 % beträgt, und/oder einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe
„Zr, La, Ce, Y“ mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen Elementen mindestens 0,05 % und höchstens 0,3 % beträgt, sowie Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei für das Verhältnis %Mn/%AI gilt %Mn/%AI > 1 ,2 und für Aleq = %AI + 0,4 x (%Si)3 - 3 x (%Si)2 + 8,3 x %Si gilt 3 < Aleq < 8 mit %Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls, %AI: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls, %Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls; b) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt, wie einem Gussblock, einer Bramme, einer Dünnbramme oder einem gegossenen Band; c) Halten oder Erwärmen des Vorprodukts bei einer Vorwärmtemperatur von 1100 - 1350 °C; d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband mit einer
Warmwalzendtemperatur, die 850 - 1050 °C beträgt; e) Abkühlen des Warmbands auf eine Haspeltemperatur, die 400 - 900 °C
beträgt; f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten Warmbands zu einem Coil; g) optional: Glühen des Warmbands bei einer Warmbandglühtemperatur von 700 - 1000 °C; h) optional: Beizen des Warmbands; i) Kaltwalzen des Warmbands zu einem kaltgewalzten Stahlband mit einem Gesamtumformgrad von 25 - 90 %; j) Schlussglühen des kaltgewalzten Stahlbands, wobei das Stahlband auf eine Schlussglühtemperatur aufgeheizt wird und das Schlussglühen
- entweder als Durchlaufglühung im kontinuierlichen Durchlauf durch einen Durchlaufglühofen absolviert wird, bei dem das kaltgewalzte Stahlband über eine Dauer von mindestens 20 sec und weniger als 10 min auf eine Schlussglühtemperatur, die mindestens 950 °C und höchstens 1070 °C beträgt, gehalten wird, - oder als Haubenglühung über eine Dauer von 0,5 - 60 h bei einer
Schlussglühtemperatur durchgeführt wird, die mehr als 800 °C und bis zu 950 °C beträgt.
Die hier aufgeführten und nachfolgend erläuterten Arbeitsschritte sind
diejenigen, die einen Einfluss auf die Eigenschaften des erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts haben. Es versteht sich dabei von selbst, dass bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens weitere
Arbeitsschritte zur Anwendung kommen. Diese können jedoch auf die bei der Herstellung von Stahlflachprodukten vom Fachmann übliche Weise durchgeführt werden, so dass es hierzu keiner weiteren Erläuterung bedarf.
Vor dem Warmwalzen muss das zuvor in an sich bekannter Weise (z.B. über einen konventionellen Strangguss, über eine Gießwalzanlage, über eine
Zwei-Rollen-Bandgießanlage) aus der erfindungsgemäß
zusammengesetzten Stahlschmelze erzeugte Vorprodukt, bei dem es sich typischerweise um eine Bramme, eine Dünnbramme oder ein gegossenes Band handelt, durcherwärmt werden. Eine unvollkommene, inhomogene
Durcherwärmung würde die Gefahr von Rissbildung im nachfolgend
durchlaufenen Warmwalzprozess mit sich bringen. Die für die
Durcherwärmung geeigneten Vorwärmtemperaturen liegen bei 1100 - 1300 °C, wobei sich in der Praxis Vorwärmtemperaturen von mindestens 1150 °C als besonders betriebssicher erwiesen haben. Indem die
Vorwärmtemperatur auf höchstens 1250 °C beschränkt wird, kann negativen Auswirkungen der Vorwärmung, wie eine zu teigige Konsistenz des
Vorprodukts und einer damit einhergehenden Neigung zum Kleben während des Warmwalzens, entgegengewirkt werden.
Das Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband kann in
konventioneller Weise auf einer hierzu in der Praxis zur Verfügung
stehenden Warmwalzstraße erfolgen. Wesentlich ist lediglich, dass das Warmband am Ende des Warmwalzens noch eine Warmwalzendtemperatur aufweist, die 850 - 1050 °C beträgt. Unter 850 °C liegende
Warmwalzendtemperaturen würden so hohe Warmwalzkräfte erfordern, dass auf konventionellen Warmwalzgerüsten die angestrebten Umformgrade nicht erreicht werden können. Optimale Warmwalzendtemperaturen liegen dementsprechend im Bereich von 900 - 1050 °C.
Ausgehend von der Warmwalzendtemperatur werden die erhaltenen
Warmbänder erforderlichenfalls auf konventionelle Weise auf die
erfindungsgemäß vorgegebene Haspeltemperatur von 400 - 900 °C abgekühlt, mit der sie dann zu einem Coil gehaspelt werden. Die Mindest- Haspeltemperatur von 400 °C ist wegen der schlechten thermischen
Leitfähigkeit des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts erforderlich, weil es andernfalls in Folge hoher Temperaturgradienten im Stahlflachprodukt zu Spannungen und einer damit einhergehend schlechten Planlage des Warmbands kommen würde. Eine zu schnelle Abkühlung in der Kühlstrecke könnte die Rekristallisationsvorgänge abbrechen, die mit dem Ende des Warmwalzens einsetzen. Optional kann aber das zum Coil gewickelte Warmband mittels einer Coildusche gekühlt werden, um die Kühlzeit zu verkürzen und die Zunderbildung positiv zu beeinflussen.
Um die Rekristallisation zu vervollständigen und einen für das
anschließende Kaltwalzen optimalen Zustand herzustellen, kann das Warmband nach der Abkühlung im Coil optional eine Glühbehandlung durchlaufen, bei der es über einen für die vollständige Rekristallisation ausreichenden Zeitraum bei einer Temperatur von 700 - 1000 °C, insbesondere 700 - 900 °C, gehalten wird. Bevorzugt wird optional die Warmbandglühung als Haubenglühung durchgeführt, wobei dann die Glühdauer typischerweise 0,5 - 60 Stunden dauert. Zur Reinigung seiner Oberfläche kann das Warmband vor dem Kaltwalzen einer Beizbehandlung unterzogen werden. Die im Verlauf des
Herstellungsprozesses durch sauerstoffaffine Elemente hervorgerufene Zunderbildung an der Warmbandoberfläche kann durch eine verlängerte Verweildauer des Warmbands im Beizmedium verringert werden. Die Warmbandbeizung kann dabei mit unterschiedlichen Beizmedien wie beispielsweise Salzsäure durchgeführt werden.
Das Kaltwalzen des warmgewalzten Bands zu einem kaltgewalzten Band erfolgt mit einem Gesamtumformgrad von 25 - 90 %, insbesondere mindestens 40 % oder mindestens 50 %. Der erfindungsgemäß
vorgesehene Mindestumformgrad ist erforderlich, um die Rekristallisation insbesondere des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Ferrits bei der abschließenden Schlussglühung zu initiieren. Zu hohe Umformgrade sollten jedoch vermieden werden, da diese zu einer zu großen
Kaltverfestigung und damit einhergehend zur Gefahr von Bandabrissen führen würden.
Über die abschließende Schlussglühung werden die mechanischen
Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts entscheidend beeinflusst. Dabei kann die Schlussglühung im Durchlauf durch einen konventionellen Durchlaufofen oder als Haubenglühung im Batch-Betrieb absolviert werden.
Im Fall, dass die Schlussglühung im Durchlauf absolviert wird, wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer typischerweise 1 - 100 K/s, insbesondere 10 - 80 K/s oder 20 - 50 K/s, betragenden Aufheizrate auf eine Schlussglühtemperatur, die mindestens 950 °C und höchstens 1070 °C beträgt, aufgeheizt. Eine zu schnelle Aufheizung kann sich ungünstig auf die Homogenität der Erwärmung und damit einhergehend auf die homogene Eigenschaftsverteilung des Stahlflachprodukts auswirken. Die Schlussglühtemperatur ist so gewählt, dass sich die notwendige
Austenitkorngröße einstellt, welche Voraussetzung für die TRIP- Eigenschaften und den n-Wert des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist. Die notwendige Austenitkorngröße kann besonders sicher eingestellt werden, wenn die Schlussglühtemperatur mindestens 970 °C beträgt.
Optimal praxisgerechte Schlussglühtemperaturen liegen dabei im Bereich von 1000 - 1070 °C. Durch Einstellung derart hoher
Schlussglühtemperaturen lassen sich erfindungsgemäße Stahlflachprodukte mit Austenitkorngrößen von 0,9 - 1 ,5 pm und einem regelmäßig über 0,25, beispielsweise über 0,26, liegenden n-Wert erzeugen.
Die Haltezeiten bei der Schlussglühtemperatur im Durchlaufglühofen betragen dabei, abhängig von der Höhe der Schlussglühtemperatur, nicht mehr als 10 Minuten, insbesondere nicht mehr als 5 min oder 3 min, wobei höhere Durchlauf-Schlussglühtemperaturen kürzere Haltezeiten ermöglichen und Mindesthaltezeiten von jeweils mindestens 20 Sekunden praxisgerecht sind.
Im Fall, dass die Schlussglühung als Haubenglühung durchgeführt wird, wird das im Coil unter die Haube gesetzte kaltgewalzte Band mit einer
Aufheizrate von 0,001 - 0,5 K/s, insbesondere 0,002 - 0,5 K/s oder
0,008 - 0,5 K/s, auf die Schlussglühtemperatur erwärmt, die jeweils mehr als 800 °C, insbesondere mehr als 850 °C, beträgt. Dabei sollte eine
Schlussglühtemperatur von 950 °C nicht überschritten werden, um
übermäßiges Kornwachstum zu vermeiden. Die Glühzeiten nach Erreichen der Schlussglühtemperatur liegen hier im Bereich von 0,5 - 60 h,
insbesondere 1 - 30 h. Auf diesem Wege können erfindungsgemäße Stahlflachprodukte mit einem n-Wert von mindestens 0,21 und
Austenitkorngrößen von 0,85 - 3 pm besonders betriebssicher erzeugt werden. Zum Schutz gegen Korrosion und äußere Einflüsse kann das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt mit einer Schutzbeschichtung versehen werden. Diese kann beispielsweise in konventioneller Weise mittels in der Praxis zur Verfügung stehender Beschichtungsanlagen als zink- oder aluminiumbasierte Beschichtung aufgebracht werden.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Zur Überprüfung der Wirkungen der Erfindung sind acht Schmelzen A - H erzeugt worden, deren nasschemisch ermittelte Analysen in Tabelle 1 angegeben sind. Die Analysenangaben der einzelnen Elemente beziehen sich dabei jeweils auf die ermittelten Gehalte in Gew.-%. Ist im jeweiligen Tabellenfeld eingetragen, bedeutet dies, dass der Gehalt des jeweiligen Elements unterhalb der jeweiligen Nachweisgrenze lag und das betreffende Element folglich im Hinblick auf die Eigenschaften unwirksam war.
(Anmerkung: Die Nachweisgrenzen liegen für P und Ti jeweils bei 0,005 Gew.-%, für Cr, Co, S und Ca jeweils bei 0,001 Gew.-%, für V, Mo und Ni jeweils bei 0,01 Gew.-%, für Cu und Nb jeweils bei 0,02 Gew.-%, für B bei 0,0004 Gew.-% sowie für Ce, La, Y, Zr, As und Sn jeweils bei 0,002 Gew.- %). Elemente, die in derart niedrigen Gehalten vorhanden waren, sind genauso wie die nicht aufgeführten Elemente den unvermeidbaren
Verunreinigungen zuzuordnen. Hierzu zählen beispielsweise Gehalte an As, Sn, Mg und H. Die Summen der Mikrolegierungselemente Ti, Nb, V, Mo, die Summe der Metalle der Seltenen Erden Ce, La, Y, Zr, das Verhältnis von Mn zu AI sowie das Al-Äquivalent der einzelnen Schmelzen sind in Tabelle 2 angegeben.
Von den Schmelzen A - H sind die Schmelzen A und B nicht
erfindungsgemäß, da sie die nach Maßgabe der Erfindung gestellten Anforderungen an die Anwesenheit mindestens eines Elements aus den Gruppen "Ti, Nb, V, Mo" und "Zr, La, Ce, Y" nicht erfüllen.
Für 27 Versuche 1 - 27 sind die Schmelzen A - H in konventioneller Weise zu Blöcken vergossen worden, die anschließend bei einer
Vorwärmtemperatur VWT über eine Dauer VWD durcherwärmt worden sind.
Nach der Durcherwärmung sind die Blöcke in ebenso konventioneller Weise in einem konventionellen Warmwalzgerüst zu Brammen gewalzt worden. Die Brammen wurden in einer Warmwalzstraße zu Warmband mit einer Dicke von 2,5 - 3,0 mm gewalzt worden. Das Warmwalzen wurde jeweils mit einer Warmwalzendtemperatur WET beendet.
Nach dem Warmwalzen sind die dabei erhaltenen Warmbänder an Luft jeweils auf eine Haspeltemperatur HT abgekühlt worden, bei der sie zu einem Coil gehaspelt worden sind.
Nach der Abkühlung im Coil wurde an jedem der bei den Versuchen 1 - 27 erhaltenen Warmbändern eine Begutachtung der Bandkanten hinsichtlich der Bildung von Rissen durchgeführt. Dabei sind als "stark" von
Kantenrissen befallen solche Warmbänder eingestuft worden, bei denen regelmäßige Einkerbungen mit einer Größe von mehr als 15 mm festgestellt wurden. Als "leicht" von Kantenrissen befallene Warmbänder sind solche eingestuft worden, bei denen regelmäßige Einkerbungen mit einer Größe von 2 - 15 mm festgestellt wurden. Die Bewertung "keine" ist bei den
Warmbändern vorgenommen worden, bei denen maximal Einkerbungen mit einer Größe von weniger als 2 mm vorhanden waren.
Einige der Warmbänder sind anschließend einer Warmbandglühung unterzogen worden, die jeweils als Haubenglühung mit einer Glühtemperatur von 850 °C und einer Glühdauer von 6 Stunden durchgeführt worden ist. Die geglühten sind genauso wie die nicht geglühten Warmbänder in einer konventionellen Kaltwalzeinrichtung mit einem Gesamtkaltumformgrad KGW zu kaltgewalztem Stahlband kaltgewalzt worden.
Abschließend sind die erhaltenen kaltgewalzten Stahlbänder im Durchlauf ("Konti") in einem Durchlaufglühofen oder batchweise in einem
Haubenglühofen ("Haube") schlussgeglüht worden. Dabei sind sie jeweils mit einer durchschnittlichen Aufheizrate HR auf die jeweilige
Schlussglühtemperatur Tsg erwärmt worden, bei der sie jeweils über eine Dauer tsg gehalten worden sind.
Die Schmelzenzusammensetzung "Stahl" der bei den Versuchen 1 - 27 jeweils verarbeiteten Stahlbänder, die bei den Versuchen 1 - 27
angewendeten Parameter Vorwärmtemperatur VWT, Vorwärmdauer VWD, Warmbanddicke WB, Warmwalzendtemperatur WET, Haspeltemperatur HT, das Ergebnis der Beurteilung der Kantenrisse am jeweiligen Warmband, die Angabe, ob eine in der voranstehend erläuterten Weise absolvierte
Warmbandglühung durchgeführt worden ist, der Gesamtkaltumformgrad KGW, die Art der Schlussglühung, die Aufheizrate HR der Schlussglühung, die Schlussglühtemperatur Tsg und die Schlussglühdauer tsg sind in Tabelle 3a und Tabelle 3b angegeben.
In Tabelle 4a und Tabelle 4b sind, soweit erfasst, die an den erhaltenen kaltgewalzten und schlussgeglühten Stahlbändern ermittelten oberen und unteren Streckgrenzen ReH und ReL, die Dehngrenze Rp0,2, die
Zugfestigkeit Rm, die Bruchdehnung A50, der n-Wert n10-2o, der r-Wert r10-2o, die Austenitkorngröße KG, der bei einer Schrittweite von 100 nm und einem Abscheidewert von 5° ermittelte KAM-Wert, und der Quotient KG/KAM angegeben. Die Streckgrenzen ReH und ReL, die Dehngrenze Rp0,2, die Zugfestigkeit Rm und die Bruchdehnung A50 sind dabei gemäß DIN EN ISO 6892-1 :2009 am kaltgewalzten Band in Querrichtung bestimmt worden. Zur Ermittlung der Austenitkorngröße KG wurde mittels EBSD (Electron Back Scattering Diffraction) der mittlere kreisäquivalente Korndurchmesser bestimmt. Für die Berechnung der Körner in der EBSD-Darstellung wurde dabei ein Toleranzwinkel von 5° bei einer Mindestkorngröße von fünf zusammenhängenden benachbarten Messpunkten bei einer Schrittweite von 0,15 pm gewählt. Der n10-2o- und der r10-2o-Wert sowie der KAM-Wert sind in der voranstehend bereits erläuterten Weise bestimmt worden. Nicht erfasste Werte sind in der Tabelle 3 jeweils durch gekennzeichnet.
Die Beispiele 10,11 ,15,16, 20, 23 wurden in einem Durchlaufofen mit einer Schlussglühtemperatur von jeweils 830 °C schlussgeglüht, welche
außerhalb des für eine im Durchlauf erfolgende Schlussglühung
erfindungsgemäß vorgegebenen Temperaturbereichs von 950 - 1070°C lag. Die in den Beispielen 10,11 ,15,16, 20, 23 so erzeugten Stahlflachprodukte wiesen dementsprechend sehr geringe n-Werte auf, die unterhalb des erfindungsgemäß vorgesehen Mindestwerts von 0,21 liegen.
Die Versuche belegen, dass sich bei erfindungsgemäßer Legierung und erfindungsgemäßer Herstellweise zuverlässig kaltgewalzte
Stahlflachprodukte hersteilen lassen, die allenfalls leichte Kantenrissigkeit zeigen und dabei eine Kombination von mechanischen Eigenschaften besitzen, die sie optimal für Verwendungen geeignet machen, bei denen aus den Stahlflachprodukten Bauteile bei hohen Umformgraden geformt werden.
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen
Angaben zu Legierungsgehalten in Gew.-% *) nicht erfindungsgemäß
Tabelle 1
o
Aleq = %AI + 0,4 x (%Si)3 - 3 x (%Si)2 + 8,3 x %Si
%Mn = jeweiliger Mn-Gehalt,
%AI = jeweiliger Al-Gehalt,
%Si = jeweiliger Si-Gehalt
*) nicht erfindungsgemäß
Tabelle 2
n
H
bo o o
O
O
IΌ
00 n
H
bo o o
Tabelle 3a
o
O
IΌ
CD
Tabelle 3b
n
H
bo o o
o
n
H
Tabelle 4a bedeutet, dass der entsprechende Wert nicht bestimmt wurde.
Os
Tabelle 4b bedeutet, dass der entsprechende Wert nicht bestimmt wurde.

Claims

PATENTANSPRÜCH E
1. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das einen mindestens 0,21 betragenden n-
Wert aufweist und das aus einem Stahl hergestellt ist, der aus (in Gew.-%)
C: 0,08 - 0,25 %,
AI: 3 - 5,4%,
Mn: 6 - 14%,
B: 0 - 0,1 %,
Cr: 0 - 2%,
Si: 0 - 0,4%,
P: 0 - 0,1 %,
S: 0 - 0,3%,
Ta: 0 - 0,5%,
W: 0 - 0,5%,
Ni: 0 - 2%,
Cu: 0 - 2%,
Ca: 0 - 0,15%,
N: 0 - 0,02%
Co: 0 - 2%
sowie einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe „Ti, Nb, V, Mo“ mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen Elementen mindestens 0,05 % und höchstens 1 % beträgt, und/oder einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe„Zr, La, Ce, Y“ mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen Elementen mindestens 0,05 % und höchstens 0,3 % beträgt, sowie Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen
besteht,
wobei für das Verhältnis %Mn/%AI gilt %Mn/%AI > 1 ,2
und für Aleq = %AI + 0,4 x (%Si)3 - 3 x (%Si)2 + 8,3 x %Si gilt
3 < Aleq < 8
mit %Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls
%AI: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls
wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts zu 10-60 Flächen-% aus Austenit und zu 40 - 90 Flächen-% aus Ferrit bei einer mittleren Korngröße des Austenits von 0,85— 3 pm besteht.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass für den Quotienten KG/(KAM 15°) aus der jeweiligen mittleren Korngröße KG des Austenits und dem am Ferrit bestimmten KAM 15°-Wert gilt KG/(KAM 15°) > 2,7 pm/°.
3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein n-Wert mindestens 0,25 beträgt.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Korngröße des Austenits 0,9 - 1,5 pm beträgt.
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt 4 - 5,4 Gew.-% beträgt.
6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt 0,11 - 0,19 Gew.-% beträgt.
7. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Mn-Gehalt 8-12 Gew.-% beträgt.
8. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt mindestens 0,01 Gew.-% beträgt.
9. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für Aleq gilt Aleq < 7.
10. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass seine Zugfestigkeit Rm höchstens
1050 MPa, insbesondere höchstens 950 MPa, beträgt.
11. Verwendung eines gemäß einem der voranstehenden Ansprüche
beschaffenen kaltgewalzten Stahlflachprodukts für die Herstellung von Fahrzeugteilen.
12. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der Ansprüche 1 -10
beschaffenen kaltgewalzten Stahlflachprodukts, umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer Stahlschmelze, die aus (in Gew.-%) C: 0,08 - 0,25 %, AI: 3 - 5,4 %, Mn: 6 - 14 %, B: 0 - 0,1 %, Cr: 0 - 2 %, Si: 0 - 0,4 %, P: 0 - 0,1 %, S: 0 - 0,3 %, Ta: 0 - 0,5 %, W: 0 - 0,5 %, Ni: 0 - 2 %, Cu: 0 - 2 %, Ca: 0-0,15 %, N: 0 - 0,02 %, Co: 0 - 2 % sowie einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe„Ti, Nb, V, Mo“ mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen Elementen mindestens 0,05 % und höchstens 1 % beträgt, oder einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe„Zr, La, Ce, Y“ mit der Maßgabe, dass die Summe der Gehalte an diesen Elementen mindestens 0,05 % und höchstens 0,3 % beträgt, sowie Rest Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen besteht, wobei für das Verhältnis %Mn/%AI gilt
%Mn/%AI > 1 ,2 und für Aleq = %AI + 0,4 x (%Si)3 - 3 x (%Si)2 + 8,3 x %Si gilt 3 < Aleq < 8 mit %Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls, %AI: jeweiliger Al-Gehalt des Stahls, %Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls; b) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt, wie einem Gussblock, einer Bramme, einer Dünnbramme oder einem gegossenen Band; c) Halten oder Erwärmen des Vorprodukts bei einer Vorwärmtemperatur von 1100 - 1350 °C; d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband mit einer
Warmwalzendtemperatur, die 850 - 1050 °C beträgt; e) Abkühlen des Warmbands auf eine Haspeltemperatur, die 400 - 900 °C beträgt; f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten Warmbands zu einem Coil; g) optional: Glühen des Warmbands bei einer Warmbandglühtemperatur von 700 - 1000 °C; h) optional: Beizen des Warmbands; i) Kaltwalzen des Warmbands zu einem kaltgewalzten Stahlband mit einem Gesamtumformgrad von 25 - 90 %; j) Schlussglühen des kaltgewalzten Stahlbands, wobei das Schlussglühen
- entweder als Durchlaufglühung im kontinuierlichen Durchlauf durch einen Durchlaufglühofen absolviert wird, bei dem das kaltgewalzte Stahlband über eine Dauer von mindestens 20 sec und weniger als 10 min auf eine Schlussglühtemperatur, die mindestens 950 °C und höchstens 1070 °C beträgt, gehalten wird,
- oder als Flaubenglühung über eine Dauer von 0,5 - 60 h bei einer Schlussglühtemperatur durchgeführt wird, die mehr als 800 °C und bis zu 950 °C beträgt.
13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Warmwalzendtemperatur mindestens 900 °C beträgt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 bis 13, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass im Fall, dass die Schlussglühung als Durchlaufglühung durchgeführt wird, die Schlussglühtemperatur mindestens 1000 °C beträgt, oder im Fall, dass die Schlussglühung als Flaubenglühung durchgeführt wird, mehr als 850 °C beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 12 bis 14, d a d u r c h
gekennzeichnet, dass die Flaspeltemperatur 600 - 850 °C beträgt.
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CN104928568B (zh) * 2015-06-30 2017-07-28 宝山钢铁股份有限公司 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法

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