EP3788176A1 - Medium-mangan-kaltband-stahlzwischenprodukt mit reduziertem kohlenstoff-anteil und verfahren zum bereitstellen eines solchen stahlzwischenproduktes - Google Patents

Medium-mangan-kaltband-stahlzwischenprodukt mit reduziertem kohlenstoff-anteil und verfahren zum bereitstellen eines solchen stahlzwischenproduktes

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Publication number
EP3788176A1
EP3788176A1 EP19734427.8A EP19734427A EP3788176A1 EP 3788176 A1 EP3788176 A1 EP 3788176A1 EP 19734427 A EP19734427 A EP 19734427A EP 3788176 A1 EP3788176 A1 EP 3788176A1
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EP
European Patent Office
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range
weight
alloy
content
annealing
Prior art date
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Pending
Application number
EP19734427.8A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Daniel Krizan
Katharina STEINEDER
Reinhold Schneider
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Voestalpine Stahl GmbH
Original Assignee
Voestalpine Stahl GmbH
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Filing date
Publication date
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Definitions

  • the present invention relates to a method for providing a medium-manganese cold-rolled steel intermediate with a reduced carbon content and to medium-manganese-cold-rolled steel intermediate products with a reduced carbon content.
  • composition, or alloy, as well as the heat treatment in the manufacturing process have a significant influence on the properties of steel products.
  • Manganese (Mn) An important component of today's steel alloys is manganese (Mn).
  • Mn manganese
  • the manganese content in% by weight is often in the range between 3 and 12%.
  • These steels are therefore so-called medium-manganese steels, which are also referred to as medium-manganese steels.
  • Medium-manganese steels are characterized, for example, by a structure which consists of a ferritic matrix and residual austenite.
  • the proportion of ferrite in medium-manganese steels is usually a maximum of 90% by volume.
  • the austenite content is usually in the range of around 30 vol.%.
  • Ferrite also called alpha- or a-mixed crystal
  • a cubic body-centered iron mixed crystal in the lattice of which carbon is dissolved interstitially (i.e. in intermediate positions of the lattice).
  • a purely ferritic structure has a low strength, but a high ductility. By adding carbon, the strength can be improved, which impairs ductility.
  • An austenite structure (also called gamma or g mixed crystal) is a face-centered cubic iron mixed crystal that can form in a steel product. It is a high-temperature phase that Addition of alloying elements such as carbon, manganese, nickel etc. can be stabilized at room temperature.
  • Fig. 1 a diagram is shown in which the elongation at break Aso is plotted in percent over the tensile strength R m in MPa.
  • the diagram in FIG. 1 gives an overview of the strength classes of steel materials currently used. In general, the following statement applies: the higher the tensile strength of a steel alloy, the lower the elongation at break of this alloy. Put simply, it can be stated that the elongation at break decreases with increasing tensile strength and vice versa. Therefore, an optimal compromise between the elongation at break and the tensile strength must be found for each application.
  • Fig. 1 can be seen statements about the relationship between the strength and the formability of different steel materials.
  • the range designated by reference number 1 comprises medium-manganese steels with an Mn content between 3 and 12% by weight.
  • TRIP steels are designated by the reference number 2 and the so-called TRIP baintic ferrite (TBF) and the quenching and partitioning (Q&P) steels have the reference number 3.
  • TRIP stands for "TRansformation Induced Plasticity”.
  • Alloys with good energy absorption are used for interior and exterior panels, structural parts and bumpers.
  • Alloys for the outer skin of a vehicle have a lower yield strength and tensile strength, typically up to 600 MPa, and a higher elongation at break.
  • the steel alloys structural components for example, have a tensile strength in the range between 600 and 1200 MPa.
  • the TRIP steels (reference number 2 in FIG. 1) are suitable for this, for example.
  • the formability consists of a global and a local part.
  • Global formability primarily describes the behavior of the material in deep-drawing operations.
  • the uniform elongation A g in English uniform elongation (UE), is suitable for describing the global formability.
  • the local formability is a measure of the behavior of the material under multiaxial stresses, as occurs, for example, in a hole expansion test.
  • the fracture thickness strain in percent, abbreviated fts is a corresponding measure of the local formability of steels. A precise description of this characteristic value can be found in P.
  • DP steels typically have a high hardness contrast of the structure compared to CP steels. The DP steels therefore show a high hardening rate and thus a high elongation, i.e. high UE values. DP steels are not easy to form locally, but are easy to deep-draw. CP steels, on the other hand, harden less than DP steels and are therefore easier to form locally.
  • Medium-manganese steels which are at issue here, show a similarly high hardness contrast to the DP steels due to their structure, which is why there is better global formability, i.e. higher UE values to be expected.
  • the high hardness contrast in medium-manganese steels results from the transformation of residual austenite into hard martensite during the deformation. This leads to high hardness contrasts between the soft ferritic matrix and hard martensitic inclusions.
  • the task is particularly the task of providing cold-rolled steel intermediate products which have a good combination of tensile strength and elongation at break and which at the same time show good local formability.
  • the task is to provide cold-rolled steel intermediate products that have a better combination of uniform elongation (expressed in UE values) and local formability (expressed in fts values) than DP and CP steels.
  • a cold-rolled steel intermediate product is provided, the structure of which has a low martensite strength, the highest possible ferrite strength and, because of the high stability, homogeneous and slowly converting austenite.
  • a method for providing a medium-manganese cold-rolled steel intermediate product is claimed, the alloy of which comprises:
  • Mn manganese content in the range 3.5% by weight ⁇ Mn ⁇ 12% by weight
  • Si silicon portion
  • AI aluminum portion
  • Optional micro-alloy components in particular a titanium component (Ti) and / or a niobium component (Nb) and / or vanadium component (V), and
  • the intercritical hood annealing process is selected as a sub-process of a one-stage annealing process so that the cold-rolled steel intermediate product has a microstructure with the following proportions after this step:
  • a residual austenite content in the range> 10% and ⁇ 60%, and preferably in the range> 10% and ⁇ 40%,
  • an alpha ferrite content in the range> 20% and ⁇ 90%, and preferably in the range> 50% and ⁇ 80%, and
  • a maximum annealing temperature of 648 ° C. (352 ° C. * the carbon content in% by weight) is preferably specified for the intercritical hood annealing process.
  • the intercritical hood annealing process is selected as a sub-process of a two-stage annealing process so that the cold-rolled steel intermediate product has a microstructure with the following proportions after this step:
  • a martensite content in the range> 0% and ⁇ 20%,%, and preferably in the range> 0% and ⁇ 10%,
  • a residual austenite content in the range> 10% and ⁇ 60%, and preferably in the range> 10% and ⁇ 40%,
  • a fully austenitic annealing process is preferably carried out before the intercritical hood annealing process.
  • an annealing temperature is specifically selected which is dependent on the carbon content in% by weight and which is less than the maximum annealing temperature in order to obtain a medium-manganese cold-rolled steel intermediate product which has an fts- Value that is at least 40%. If a one-step annealing process is used, this maximum annealing temperature is defined by the formula 648 ° C - (352 ° C * the carbon content in% by weight). If a two-stage annealing process is used, this maximum annealing temperature is defined by the formula 684 ° C - (517 ° C * the carbon content in% by weight).
  • a combination of a process and an alloy concept provides an intermediate steel product, preferably a cold-rolled steel intermediate product, which has good local and good global formability.
  • a cold-rolled steel intermediate product which has a good Rm * Aso combination, as in other medium-manganese steels, and at the same time a good local formability, i.e. has high fts values.
  • Such cold-rolled steel intermediate products are provided by the method according to the invention by the carbon content lowered and the ferrite morphology or austenite morphology is specifically changed by specially adapted annealing. Furthermore, a residual austenite with high stability is set by lowering the intercritical annealing temperature used during the annealing of the intermediate steel product.
  • the invention relies on a significant reduction in the carbon content.
  • a lower martensite strength is achieved, which corresponds to a reduction in the hardness contrast in the structure.
  • the invention relies on a significant reduction in the silicon and aluminum fractions.
  • the silicon and aluminum alloy proportions are limited by the formula Si% by weight + AI% by weight ⁇ 1. Since the silicon and aluminum alloy proportions are limited here, the annealing processes can be carried out with changed parameters.
  • an alloy composition which comprises only a small proportion of sulfur.
  • the sulfur content is preferably less than 60 ppm. By reducing the sulfur content, fewer sulfides are formed and the fts values can improve, depending on the design of the annealing process.
  • the optimal annealing temperature can be calculated for a steel alloy, which is chosen in order to achieve the maximum residual austenite content and thus an excellent combination of RmxAso.
  • the method of the invention is based on a specially optimized medium-manganese alloy and also relies on a lower annealing temperature, since better forming properties are achieved by the lower temperature during annealing.
  • the medium-manganese alloy of the invention loses some of its tensile strength and uniform elongation, but at the same time higher residual austenite stability can be achieved, which leads to higher global formability (ie to higher fts values).
  • fully austenitic annealing followed by intercritical annealing can be used in at least some of the embodiments. This results in higher fts values for the corresponding annealed steel intermediate products.
  • the invention is preferably used to provide cold-rolled steel intermediate products in the form of cold-rolled flat materials (e.g. coils).
  • FIG. 1 shows a highly schematic diagram in which the
  • FIG. 2 shows a highly schematic diagram in which the fracture thickness strain (fts) is plotted in percent over the uniform elongation (UE) in percent for DP steels and CP steels (prior art);
  • FIG. Figure 3 shows a highly schematic diagram in which for three medium-manganese alloys with different carbon contents of the invention the fracture thickness strain (fts) is plotted in percent over the temperature used in the annealing;
  • FIG. 4 shows a highly schematic diagram in which the fracture thickness strain (fts) is plotted in percent over the temperature, the fts values of a medium-manganese-steel alloy of the Invention were applied, which were subjected to a 1st glow route (GR 1) with a single glow and a 2nd glow route (GR 2) with a double glow;
  • GR 1st glow route GR 1st glow route
  • GR 2nd glow route GR 2nd glow route
  • FIG. 5A shows a highly schematic diagram in which the fracture thickness strain (fts) as a percentage was plotted against the uniform elongation (UE) as a percentage for DP steels, CP steels and for the medium-manganese-steel alloy of the invention have undergone the first glow route (GR 1);
  • FIG. 5B shows a highly schematic diagram in which the fracture thickness strain (fts) as a percentage was plotted against the uniform elongation (UE) as a percentage for DP steels, CP steels and for the medium-manganese steel alloy of the invention have undergone the 2nd annealing route (GR 2);
  • FIG. 6 shows a highly schematic diagram in which the
  • Annealing temperature was applied over the carbon portion for various medium-manganese steel alloys of the invention, the experimentally determined annealing temperatures TRAmax being shown as a function of the carbon portion when the maximum amount of austenite was reached; the diagram also shows the maximum permissible annealing temperatures TANmax for single and double annealing in order to achieve an increased fts value;
  • FIG. 7 shows a highly schematic diagram in which the fracture thickness strain (fts) has been plotted in percent over various strength classes R m in MPa;
  • FIG. 8 shows a schematic representation of an example
  • FIG. 9 shows a schematic representation of an example
  • the cold-rolled steel intermediates of the invention are made by lowering the carbon content of the parent alloy. It has been shown that the fts value can be increased by significantly reducing the carbon content. The hardness contrast in the structure is reduced by reducing the carbon content. This relationship has been confirmed and quantified on the basis of investigations, whereby it has been shown that there are limits to the carbon content. Within the scope of the invention, therefore, only alloys are used whose carbon content is less than 0.12% by weight.
  • the fts value is to be determined on a tested non-notched steel flat tensile test.
  • the initial thickness of the steel intermediate product do and the thickness at the fracture surface di must be determined.
  • the fts value is calculated as follows (d o -di) / d o * 100 in%.
  • FIG. 3 shows a diagram in which the fts values of several steel alloys of the invention are plotted against the annealing temperature. Specifically, several samples were examined here
  • Mn manganese content
  • the alloy contains silicon (Si) and aluminum (AI) according to the following formula Si wt% + AI wt% ⁇ 1 and
  • the rest of the alloy has iron (Fe) and unavoidable impurities in the respective melt.
  • Si silicon portion
  • AI aluminum portion
  • the Leg. 2 has the following composition:
  • Si silicon portion
  • AI aluminum portion
  • the Leg. 3 has the following composition:
  • Si silicon portion
  • AI aluminum portion
  • FIG. 4 shows a diagram in which the fts values of a steel alloy of the invention are plotted against the annealing temperature, the influence of the first annealing route being compared with the influence of the second annealing route.
  • steel alloy samples according to the invention were investigated here
  • Mn manganese content
  • Si silicon portion
  • AI aluminum portion
  • the alloy samples which were subjected to the first annealing route GR 1 with only an intercritical hood annealing are shown in FIG. 4 by black squares. As already discussed in connection with FIG. 3, this shows that a reduction in the annealing temperature leads to an increase in the fts values if the alloy samples have a carbon content that is less than 0.12% by weight. In Fig. 4 this effect is shown by a black block arrow.
  • the alloy samples which were subjected to the second annealing route GR 2 with a fully austenitic annealing process followed by an intercritical hood annealing process are shown in FIG. 4 by white filled diamonds.
  • a first alloy sample is subjected to the first annealing route GR 1 and a second, identical second alloy sample is subjected to the second annealing route GR 2
  • the second alloy sample shows an fts value that is higher than the fts value of the first alloy sample. This effect is shown in FIG. 4 by a white block arrow.
  • a double annealing GR 2 is carried out with a fully austenitic annealing step (method S. 1 in Fig. 9), followed by an intercritical hood annealing method (method S.2.2 in Fig. 9), this leads to an optimization of the microstructure , Specifically, it has been shown that the ferrite strength increases and that the stability of the residual austenite is increased.
  • FIG. 5A shows a diagram in which the fts values of various steel alloys of the invention are plotted against the uniform elongation (UE).
  • UE uniform elongation
  • This is a steel alloy of the invention that has undergone the first glow route GR 1. Similar to the diagram in FIG. 2, steel alloys are shown here, which either belong to the CP steels or to the DP steels. The steel alloys of the invention are in a cross-hatched area in this diagram. It can be seen from this highly schematic representation that the steel alloys of the invention achieve significantly higher UE values than the CP steels. In contrast to DP steels, however, they achieve significantly higher fts values.
  • 5B shows a further diagram in which the fts values of various steel alloys of the invention are plotted against the uniform elongation (UE).
  • UE uniform elongation
  • This is a steel alloy of the invention which has been subjected to the second GR 2 annealing route.
  • the steel alloys of the invention are in a cross-hatched area in this diagram. It can also be seen here that the steel alloys of the invention achieve significantly higher UE values than the CP steels. In contrast to DP steels, however, they achieve significantly higher fts values.
  • Table 3 shows the mechanical characteristics after various temperature treatments.
  • tensile strengths are in the range of 820 MPa and 875 MPa and Uniform strains in the range of 27% and 31% have been achieved.
  • the fts values achieved prove to be advantageous.
  • a fully austenitic annealing S. 1 is preferred as part of a 2-stage annealing process GR 2 according to FIG. 9, in which a relatively long holding time of 1000 minutes ⁇ H 1 ⁇ 6000 minutes is specified. This fully automatic annealing is followed by an intercritical annealing p.2.2, as shown in FIG. 9.
  • medium-manganese cold-rolled steel intermediate products can be produced by means of simple annealing GR 1 (see FIG. 8), which have fts values in the following range: 48% ⁇ fts ⁇ 74% (see FIG. 5A);
  • medium-manganese cold-rolled steel intermediate products can be produced by means of double annealing GR 2 (see FIG. 9), which have fts values in the following range: 51% ⁇ fts ⁇ 75% (see FIG. 5B);
  • the fts value can be increased by reducing the carbon content of a medium-manganese alloy
  • the fts value can be increased;
  • the fts value can be increased by selecting the glow route (glow route GR 1 or GR 2);
  • the steel intermediate product can be further optimized by a suitable reduction of the silicon and aluminum alloy proportions
  • double annealing achieves higher fts values than single annealing (GR 1)
  • double annealing GR 2 work with alloys whose carbon content per se is slightly higher than with simple annealing GR 1.
  • FIG. 6 shows the various effects which were observed with the aid of alloy compositions according to the invention in a diagram.
  • This diagram shows the annealing temperature on the ordinate and the carbon content of the alloy composition on the abscissa.
  • the experimentally determined maximum annealing temperatures TANmax are entered when the improved fts value is reached as a function of the carbon content.
  • the dotted line connecting the white diamonds represents the experimentally determined annealing temperatures TANmax for alloys that have been subjected to a double annealing process (GR 2).
  • the dashed line connecting the black squares represents the experimentally determined annealing temperatures TANmax for alloys that were subjected to a single annealing process (GR 1).
  • the solid line connecting the white circles represents the experimentally determined annealing temperatures TRAmax when the maximum amount of austenite is reached as a function of the carbon content.
  • Alloy compositions were examined here which have a 6% by weight manganese (Mn) content. As shown on the abscissa, the carbon content was varied from 0% by weight to 0.12% by weight.
  • Mn manganese
  • Equation (1) specifies the maximum annealing temperature T2 for the intercritical annealing S.2.2 of FIG. 9.
  • Equation (2) defines the maximum annealing temperature T2 for the intercritical annealing S.2.1 of FIG. 8.
  • the annealing temperature T2 need only be reduced with carbon contents of more than 0.056% by weight in relation to TRAmax.
  • the strength classes R m in MPa are plotted on the abscissa and the fts values in percent on the ordinate.
  • the minimum fts values are represented by an oblique dashed line, the basic condition being assumed to be a UE value that is at least 10%, ie UE> 10%. This dashed line can be described mathematically by equation (3).
  • Fig. 7 the area which comprises the alloys of the invention is represented by a rectangle, which is designated by the reference numeral 4. Alloys that are within range 4 are guaranteed to have good local formability on the one hand and good global formability on the other.
  • the UE values are always above 10% and the fts values are always above 40%.
  • Table 4 summarizes some characteristic properties of the alloys of the invention.
  • Table 5 summarizes some alloy compositions and their characteristic properties. These alloy compositions combined with an annealing temperature selected in accordance with the invention are deliberately shown in Table 5, since they lie outside the range 4 that was defined by the invention.
  • Sample No. 3.1 only reaches a UE value, which is 8.1%. This 8.1% is less than the minimum UE value of 10%.
  • One of the reasons for not reaching the minimum UE value is the carbon content, which at 0.18% by weight is above the upper limit of 0.12% by weight.
  • the minimum requirement for the fts value of 40% according to Formula 3 is not met.
  • An annealing temperature T2 is calculated from equation (2), which should be at most 612.8 ° C. for this specific alloy according to the invention. Sample No. 3.2, however, was annealed at a relatively high 680 ° C, which resulted in a too low fts value.
  • the alloy is thus composed of the following components:
  • Mn manganese content in the range 3.5% by weight ⁇ Mn ⁇ 12% by weight
  • Si silicon portion
  • AI aluminum portion
  • Optional micro-alloy components in particular a titanium component (Ti) and / or a niobium component (Nb) and / or vanadium component (V), and
  • the rest of the alloy comprises iron (Fe) and inevitable impurities in a melt.
  • the silicon content (Si) is in the range 0% by weight ⁇ Si ⁇ 1% by weight. In particular, the silicon content (Si) is in the range of 0.2% by weight ⁇ Si ⁇ 0.9% by weight.
  • Aluminum content (AI) in the range 0% by weight ⁇ AI ⁇ 1% by weight.
  • the aluminum content (AI) is in the range of 0.01% by weight ⁇ AI ⁇ 0.7% by weight.
  • the alloy comprises a sulfur content (S) in% by weight which is less than 60 ppm.
  • the alloy comprises a chromium content (Cr) in the range 0% by weight ⁇ Cr ⁇ 1% by weight.
  • the alloy comprises one or more than one of the following micro-alloy fractions:
  • Ti titanium content
  • Nb - niobium content
  • the titanium content (Ti), if present, is in the range 0% by weight ⁇ Ti ⁇ 0.12% by weight.
  • the microalloying portions together have a maximum of 0.15% by weight of the alloy.
  • the method of the invention comprises a special annealing step which is carried out after a cold rolling step:
  • FIG. 8 Exemplary details of a one-stage annealing process GR 1 are shown in FIG. 8.
  • the alloy is heated to a holding temperature T2.
  • the heating is designated E2.
  • the alloy is held at the holding temperature T2 for a holding time D2.
  • the cooling is designated Ab2.
  • the following table 6 shows exemplary parameters for a one-step annealing process GR 1 of the invention:
  • the intercritical hood annealing process is also briefly referred to as intercritical annealing and takes place with a holding temperature T2 in the a + g - two-phase region.
  • the area between Acs and Aci (see FIGS. 8 and 9) is referred to as a + g - two-phase area.
  • the fully austenitic annealing process S. 1 takes place with a holding temperature TI above the Ac 3 temperature in the single-phase g region, ie TI> Acs.
  • FIG. 9 Exemplary details of a two-stage annealing process GR 2 are shown in FIG. 9.
  • the alloy is heated to a holding temperature TI.
  • the heating is denoted by El.
  • the alloy is held at the holding temperature TI for a holding period D1. It is then cooled.
  • the cooling is denoted by Abi.
  • the alloy is heated to a holding temperature T2.
  • the heating is designated E2
  • the alloy is held at the holding temperature T2 for a holding time D2.
  • the cooling is designated Ab2.
  • Table 7 shows exemplary parameters for a two-stage annealing process GR 2 of the invention:
  • the maximum annealing temperature T2 which is used for intercritical hood annealing processes, is always lower than AC 3 and is capped by equations (1) or (2).
  • the properties of the cold-rolled steel intermediate of the invention are influenced, inter alia, by the choice of the annealing temperature TI and / or T2, the temperature T2 in particular being dependent on the carbon content in% by weight and always being lower than the maximum annealing temperature
  • the cold-rolled steel intermediate products of the invention have fts values which, according to equation (3), are at least 104 * e (o ool t Rm) with a minimum uniform elongation (A g ) of 10% and with a tensile strength (Rm) range from 590 MPa to 1350 MPa. These fts values were determined on non-notched flat tensile samples of the cold-rolled steel intermediate products.
  • the cold-rolled steel intermediate product of the invention is distinguished, inter alia, by the fact that it has a microstructure with the following proportions if a one-step annealing process GR 1 according to FIG. 8 is used:
  • the cold-rolled steel intermediate product of the invention is distinguished, inter alia, by the fact that it has a microstructure with the following proportions if a two-stage annealing process GR 2 according to FIG. 9 is used:
  • This microstructure with a martensite component, a residual austenite component, an alpha-ferrite component and with a cementite component provides the special properties of the cold-rolled steel intermediate of the invention.

Abstract

Es geht um ein Verfahren zum Bereitstellen eines Medium-Mangan-Kaltband-Stahlzwischenproduktes mit einem verbesserten fts-Wert, dessen Legierung umfasst: - einen Kohlenstoffanteil (C) im Bereich 0,003 Gew.% < C < 0,12 Gew.%, - einen Mangananteil (Mn) im Bereich 3,5 Gew.% < Mn < 12 Gew.%, - einen Siliziumanteil (Si) und/oder einen Aluminiumanteil (AI) als Legierungsanteile, mit Si Gew.% + AI Gew.% < 1, - optional weitere Legierungsanteile, - optionalen Mikrolegierungsanteilen, insbesondere einen Titananteil (Ti) und/oder einen Niobanteil (Nb) und/oder Vanadiumanteil (V), und - wobei der Rest der Legierung Eisen (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen einer Schmelze umfasst, wobei das Verfahren den folgenden Schritt umfasst, der nach einem Kaltwalzschritt ausgeführt wird: - Durchführen eines interkritischen Hauben-Glühverfahrens mit einer maximalen Glühtemperatur von 684°C - (517°C * dem Kohlenstoffanteil in Gew.%).

Description

Medium-Mangan-Kaltband-Stahlzwischenprodukt mit reduziertem Kohlenstoff-Anteil und Verfahren zum Bereitstellen eines solchen
Stahlzwischenproduktes
[001] Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zum Bereitstellen eines Medium-Mangan-Kaltband-Stahlzwischenproduktes mit reduziertem Kohlenstoff-Anteil und auf Medium-Mangan-Kaltband-Stahlzwischenprodukte mit reduziertem Kohlenstoff-Anteil.
[002] Sowohl die Zusammensetzung, respektive Legierung als auch die Wärmebehandlung im Herstellungsprozess haben einen deutlichen Einfluss auf die Eigenschaften von Stahlprodukten.
[003] Eine bedeutende Komponente heutiger Stahl-Legierungen ist Mangan (Mn). Der Mangan-Anteil in Gew.% liegt dabei häufig im Bereich zwischen 3 und 12%. Bei diesen Stählen handelt es sich daher um sogenannte Mittel-Mangan- Stähle, die auch als Medium-Mangan-Stähle bezeichnet werden.
[004] Medium-Mangan-Stähle zeichnen sich beispielsweise durch ein Gefüge aus, das aus einer ferritischen Matrix und Restaustenit besteht. Der Anteil an Ferrit liegt bei Medium-Mangan-Stählen gewöhnlich bei maximal 90 Vol.%. Der Austenit-Anteil hingegen liegt gewöhnlich im Bereich von zirka 30 Vol.%.
[005] Ferrit (auch alpha- oder a- Mischkristall genannt) ist die metallurgische Bezeichnung eines kubisch raumzentrierten Eisenmischkristalls, in dessen Gitter Kohlenstoff interstitiell (d.h. in Zwischenpositionen des Gitters) gelöst ist. Ein rein ferritisches Gefüge besitzt eine geringe Festigkeit, aber eine hohe Duktilität. Durch Zugabe von Kohlenstoff kann die Festigkeit verbessert werden, wobei das zu Lasten der Duktilität geht.
[006] Ein Austenit-Gefüge (auch gamma- oder g-Mischkristall genannt) ist ein kubisch flächenzentrierter Eisenmischkristall, der sich in einem Stahlprodukt ausbilden kann. Es handelt sich dabei um eine Hochtemperaturphase, die durch Zugabe von Legierungselementen, wie zum Beispiel Kohlenstoff, Mangan, Nickel usw. bei Raumtemperatur stabilisiert werden kann.
[007] Es hat im Laufe der Jahre mehrere Entwicklungsstufen oder -schübe im Bereich der Medium-Mangan-Stähle gegeben.
[008] In Fig. 1 ist ein Diagramm gezeigt, in dem die Bruchdehnung Aso in Prozent über die Zugfestigkeit Rm in MPa aufgetragen ist. Das Diagramm der Fig. 1 gibt eine Übersicht über die Festigkeitsklassen momentan eingesetzter Stahlwerkstoffe. Generell gilt die folgende Aussage: umso höher die Zugfestigkeit einer Stahllegierung ist, umso geringer ist die Bruchdehnung dieser Legierung. Vereinfacht ausgedrückt kann festgestellt werden, dass die Bruchdehnung mit zunehmender Zugfestigkeit abnimmt und umgekehrt. Es muss also für jede Anwendung ein optimaler Kompromiss zwischen der Bruchdehnung und der Zugfestigkeit gefunden werden. Fig. 1 kann man Aussagen über den Zusammenhang zwischen der Festigkeit und dem Umformvermögen verschiedener Stahlwerkstoffe entnehmen.
[009] In dem Bereich, der mit dem Bezugszeichen 1 bezeichnet ist, sind die bereits erwähnten Medium-Mangan-Stähle schematisch zusammengefasst. Der mit Bezugszeichen 1 bezeichnet Bereich umfasst Medium-Mangan-Stähle mit einem Mn-Anteil zwischen 3 und 12 Gew.%.
[0010] Die sogenannten TRIP Stähle sind mit dem Bezugszeichen 2 bezeichnet und die sogenannten TRIP baintic ferrite (TBF) und die Quenching and Partitioning (Q&P) Stähle tragen das Bezugszeichen 3. TRIP steht im Englischen für„TRansformation Induced Plasticity".
[0011] Im Automobilsektor arbeitet man mit einer ganzen Reihe unterschiedlicher kaltumformbarer Stahllegierungen, die jeweils speziell für ihr jeweiliges Einsatzgebiet am Fahrzeug optimiert wurden. Bei Innen- und Außenpanelen, strukturellen Teilen und Stoßfängern kommen Legierungen zum Einsatz, die eine gute Energieabsorption aufweisen. Legierungen für die Außenhaut eines Fahrzeugs haben eine geringere Streckgrenze und Zugfestigkeit typischerweise bis 600 MPa und eine höhere Bruchdehnung. Die Stahllegierungen von Strukturbauteilen haben beispielsweise eine Zugfestigkeit im Bereich zwischen 600 und 1200 MPa. Hierfür eignen sich zum Beispiel die TRIP Stähle (Bezugszeichen 2 in Fig. 1).
[0012] Mittlerweile gibt es Medium-Mangan-Stähle, die zur 3. Generation der Advanced High Strength Steels (AHSS) zählen. Diese Stähle zeigen eine gute Kombination von Festigkeit und Dehnung. Neuere Stähle der 3. Generation erreichen RmxAso-Werte von ca. 30.000 MPa% und eignen sich daher z.B. für die Herstellung komplizierter Tiefziehbauteile, wie sie beispielsweise in der Automobilindustrie eingesetzt werden (Bezugszeichen 1 in Fig. 1). Zur 3. Generation von höherfesten Stählen werden auch die bereits genannten TBF und Q&P Stähle gezählt. Diese Stahlgüten sind zum Beispiel geeignet für den Einsatz als Stahlbarrieren (z.B. für den Seitenaufprallschutz gegen das Eindringen von Fahrzeugteilen). Sie haben einen Mangan-Anteil im Bereich zwischen 1,5 und 3 Gew.%.
[0013] Auf der Verfahrensseite gibt es zahlreiche verschiedene Wege zur Herstellung solcher leistungsfähiger Stähle, wobei unter anderem die Temperaturbereiche, die vorgegeben werden, die Heiz- und Kühlraten und andere Aspekte einen großen Einfluss auf das Gefüge und somit auf die Qualität und Eigenschaften des Stahl Produktes haben.
[0014] Es besteht der Bedarf Kaltband-Stahlzwischenprodukte bereit zu stellen, die eine verbesserte Umformbarkeit im Vergleich zu den bekannten Kaltband- Stahlzwischenprodukten haben. Die Umformbarkeit setzt sich aus einem globalen und einem lokalen Anteil zusammen. Die globale Umformbarkeit beschreibt vor allem das Verhalten des Materials bei Tiefziehoperationen. Zur Beschreibung der globalen Umformbarkeit eignet sich die Gleichmaßdehnung Ag, in Englisch uniform elongation (UE). Die lokale Umformbarkeit ist hingegen ein Maß für das Verhalten des Werkstoffes unter mehrachsigen Spannungszuständen, wie sie zum Beispiel bei einem Lochaufweitungsversuch auftreten. Der Fracture thickness strain in Prozent, fts abgekürzt, ist ein entsprechendes Maß für die lokale Umformbarkeit von Stählen. Eine genaue Beschreibung dieses Kennwertes ist in P. Larour et al., "Reduction of cross section area at fracture in tensile test: measurement and applications for flat sheet steels", IDDRG 2017, zu finden. [0015] Bisher musste meist ein Kompromiss gesucht werden zwischen der lokalen und globalen Umformbarkeit. DP-Stähle (DP-Stahl steht für Dual-Phasen- Stahl) weisen deutlich niedrigere fts-Werte auf als CP-Stähle (CP-Stahl steht für Complexphasen oder Komplexphasen-Stahl), wie dem Diagramm der Fig. 2 zu entnehmen ist. Im Gegensatz dazu haben sie allerdings eine bessere globale Umformbarkeit, charakterisiert durch den Wert der UE in Prozent. Die homogenere Mikrostruktur der Komplexphasen-Stähle führt im Vergleich z.B. gegenüber DP-Stählen zu hervorragenden Eigenschaften bei der lokalen Umformbarkeit und stellt sich in höheren fts Werten dar.
[0016] Es gibt mehrere Gründe für die unterschiedlichen Eigenschaften von DP- Stählen und CP-Stählen. Unter anderem liegt ein Grund in den unterschiedlichen Härtekontrasten zwischen den einzelnen Gefügebestandteilen dieser Materialien. DP-Stähle haben typischerweise einen hohen Härtekontrast des Gefüges im Vergleich zu den CP-Stählen. Die DP-Stähle zeigen daher eine hohe Verfestigungsrate und somit eine hohe Dehnung, sprich hohe UE-Werte. DP- Stähle sind nicht gut lokal umformbar, lassen sich aber gut tiefziehen. CP-Stähle hingegen verfestigen weniger als die DP-Stähle und lassen sich daher besser lokal umformen.
[0017] Medium-Mangan-Stähle, um die es hier geht, zeigen aufgrund ihres Gefüges einen ähnlich hohen Härtekontrast wie die DP-Stähle, daher ist hier eine bessere globale Umformbarkeit, d.h. höhere UE-Werte, zu erwarten. Der hohe Härtekontrast ergibt sich bei Medium-Mangan-Stählen durch die Umwandlung von Restaustenit in harten Martensit während der Verformung. Dadurch kommt es zu hohen Härtekontrasten zwischen der weichen ferritischen Matrix und harten martensitischen Inklusionen.
[0018] Es stellt sich insbesondere die Aufgabe Kaltband-Stahlzwischenprodukte bereit zu stellen, die eine gute Kombination aus der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung haben und die gleichzeitig eine gute lokale Umformbarkeit zeigen. Es stellt sich insbesondere die Aufgabe Kaltband-Stahlzwischenprodukte bereit zu stellen, die möglichst eine bessere Kombination aus Gleichmaßdehnung (in UE- Werten ausgedrückt) und lokaler Umformbarkeit (in fts-Werten ausgedrückt) als DP- und CP-Stähle haben. [0019] Es wird ein Kaltband-Stahlzwischenprodukt bereit gestellt, dessen Gefüge eine niedrige Martensitfestigkeit, eine möglichst hohe Ferritfestigkeit und wegen der hohen Stabilität möglichst sich homogen und langsam umwandelnden Austenit umfasst.
[0020] Es wird ein Verfahren zum Bereitstellen eines Medium-Mangan-Kaltband- Stahlzwischenproduktes beansprucht, dessen Legierung umfasst:
- einen Kohlenstoffanteil (C) im Bereich 0,003 Gew.% < C < 0,12 Gew.%,
- einen Mangananteil (Mn) im Bereich 3,5 Gew.% < Mn < 12 Gew.%,
- einen Siliziumanteil (Si) und/oder einen Aluminiumanteil (AI) als Legierungsanteile, mit Si Gew.% + AI Gew.% < 1,
- optional weitere Legierungsanteile,
- optionalen Mikrolegierungsanteilen, insbesondere einen Titananteil (Ti) und/oder einen Niobanteil (Nb) und/oder Vanadiumanteil (V), und
- wobei der Rest der Legierung Eisen (Fe) und unvermeidbare
Verunreinigungen einer Schmelze umfasst,
wobei das Verfahren den folgenden Schritt umfasst, der nach einem Kaltwalzschritt ausgeführt wird :
- Durchführen eines interkritischen Hauben-Glühverfahrens mit einer maximalen Glühtemperatur von 684°C - (517°C * dem Kohlenstoffanteil in Gew.%).
[0021] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen wird das interkritische Hauben-Glühverfahren als Teilverfahren eines einstufigen Glühverfahrens so gewählt, dass das Kaltband-Stahlzwischenprodukt nach diesem Schritt eine Mikrostruktur mit den folgenden Anteilen aufweist:
- einen Restaustenit-Anteil im Bereich > 10 % und < 60 %, und vorzugsweise im Bereich > 10 % und < 40 %,
- einen alpha-Ferrit-Anteil im Bereich > 20 % und < 90 %, und vorzugsweise im Bereich > 50 % und < 80 %, und
- einen Zementit-Anteil im Bereich > 0 % und < 5 %.
Vorzugsweise wird bei diesen Ausführungsformen für das interkritische Hauben- Glühverfahren eine maximale Glühtemperatur von 648°C - (352°C * dem Kohlenstoffanteil in Gew.%) vorgegeben. [0022] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen wird das interkritische Hauben-Glühverfahren als Teilverfahren eines zweistufigen Glühverfahrens so gewählt, dass das Kaltband-Stahlzwischenprodukt nach diesem Schritt eine Mikrostruktur mit den folgenden Anteilen aufweist:
- einen Martensit-Anteil im Bereich > 0 % und < 20 %,%, und vorzugsweise im Bereich > 0 % und < 10 %,
- einen Restaustenit-Anteil im Bereich > 10 % und < 60 %, und vorzugsweise im Bereich > 10 % und < 40 %,
- einen alpha-Ferrit-Anteil im Bereich > 20 % und < 90 %, und vorzugsweise im Bereich > 50 % und < 80 % und
- einen Zementit-Anteil im Bereich > 0 % und < 5 %.
Vorzugsweise wird bei diesen Ausführungsformen vor dem interkritischen Hauben-Glühverfahren ein vollaustenitisches Glühverfahren durchgeführt.
[0023] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen wird speziell eine Glühtemperatur gewählt, die abhängig ist von dem Kohlenstoffanteil in Gew.% und die kleiner ist als die maximalen Glühtemperatur, um ein Medium-Mangan- Kaltband-Stahlzwischenprodukt zu erhalten, dass einen fts-Wert aufweist, der mindestens 40% beträgt. Falls ein einstufiges Glühverfahren zum Einsatz kommt, so wird diese maximale Glühtemperatur durch die Formel 648°C - (352°C * dem Kohlenstoffanteil in Gew.%) definiert. Falls ein zweistufiges Glühverfahren zum Einsatz kommt, so wird diese maximale Glühtemperatur durch die Formel 684°C - (517°C * dem Kohlenstoffanteil in Gew.%) definiert.
[0024] Gemäß Erfindung wird durch eine Kombination eines Verfahrens- und eines Legierungskonzeptes ein Stahlzwischenprodukt, vorzugsweise ein Kaltband-Stahlzwischenprodukt, bereitgestellt, das eine gute lokale und eine gute globale Umformbarkeit aufweist.
[0025] Gemäß Erfindung wird ein Kaltband-Stahlzwischenprodukt bereit gestellt, das eine gute Rm*Aso Kombination, wie bei anderen Medium-Mangan-Stählen, und zugleich eine gute lokale Umformbarkeit, d.h. hohe fts-Werte hat.
[0026] Solche Kaltband-Stahlzwischenprodukte werden durch das erfindungsgemäße Verfahren bereitgestellt, indem der Kohlenstoffgehalt abgesenkt und die Ferritmorphologie, bzw. Austenitmorphologie durch speziell angepasstes Glühen gezielt verändert wird. Weiterhin wird ein Restaustenit mit hoher Stabilität durch das Absenken der interkritischen Glühtemperatur, die während des Herstellens beim Glühen des Stahlzwischenproduktes zur Anwendung kommt, eingestellt.
[0027] Obwohl typischerweise auf ein Erhöhen des Kohlenstoffanteils gesetzt wird, wenn man eine erhöhte Festigkeit eines Stahlzwischenproduktes erzielen möchte, setzt die Erfindung auf eine deutliche Reduktion des Kohlenstoffanteils. Durch die Reduktion des Kohlenstoffanteils wird eine niedrigere Martensitfestigkeit erzielt, was einer Reduktion des Härtekontrastes im Gefüge entspricht.
[0028] Obwohl typischerweise auf relativ hohe Silizium- und Aluminiumanteile gesetzt wird, setzt die Erfindung auf eine deutliche Reduktion der Silizium- und Aluminiumanteile. Die Silizium- und Aluminium-Legierungsanteile werden durch die Formel Si Gew.% + AI Gew.% < 1 begrenzt. Da hier die Silizium- und Aluminium-Legierungsanteile begrenzt sind, können die Glühverfahren mit veränderten Parametern durchgeführt werden.
[0029] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen wird speziell auf eine Legierungszusammensetzung gesetzt, die nur einen geringen Schwefel-Anteil umfasst. Vorzugsweise ist der Schwefel-Anteil kleiner als 60ppm. Durch eine Reduktion des Schwefel-Anteils bilden sich weniger Sulfide und die fts-Werte können sich, je nach Ausgestaltung des Glühverfahrens, verbessern.
[0030] Anhand thermodynamischer Modelle kann für eine Stahllegierung die optimale Glühtemperatur berechnet werden, die man wählt, um den maximalen Restaustenitgehalt und somit eine ausgezeichnete Kombination aus RmxAso zu erzielen.
[0031] Das Verfahren der Erfindung basiert auf einer speziell optimierten Medium-Mangan-Legierung und setzt zusätzlich auf eine niedrigere Glühtemperatur, da durch die niedrigere Temperatur beim Glühen bessere Umformeigenschaften erzielt werden. Durch das Absenken der interkritischen Glühtemperatur verliert die Medium-Mangan-Legierung der Erfindung etwas an Zugfestigkeit und Gleichmaßdehnung, gleichzeitig kann aber eine höhere Restaustenitstabilität erreicht werden, welche zu einer höheren globalen Umformbarkeit (d.h. zu höheren fts-Werten) führt.
[0032] Um die Ferritmorphologie, bzw. die Austenitmorphologie gezielt zu verändern, kann bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen eine vollaustenitische Glühung, gefolgt von einer interkritschen Glühung angewendet werden. Dadurch ergeben sich höhere fts-Werte für die entsprechend geglühten Stahlzwischenprodukte.
[0033] Vorzugsweise wird die Erfindung eingesetzt, um Kaltband- Stahlzwischenprodukte in Form von kaltgewalztem Flachzeug (z.B. Coils) bereit zu stellen.
ZEICHNUNGEN
[0034] Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im Folgenden unter Bezugnahme auf die Zeichnungen näher beschrieben.
FIG. 1 zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, bei dem die
Bruchdehnung Aso in Prozent über die Zugfestigkeit Rm in MPa für verschiedene Stähle aufgetragen ist (Stand der Technik);
FIG. 2 zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, bei dem der fracture thickness strain (fts) in Prozent über die uniform elongation (UE) in Prozent für DP-Stähle und CP-Stähle aufgetragen ist (Stand der Technik);
FIG. 3 zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, bei dem für drei Medium- Mangan-Legierungen mit unterschiedlichen Kohlenstoffgehalten der Erfindung der fracture thickness strain (fts) in Prozent über die Temperatur aufgetragen ist, die beim Glühen verwendet wurde;
FIG. 4 zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, in dem der fracture thickness strain (fts) in Prozent über die Temperatur aufgetragen ist, wobei die fts-Werte einer Medium-Mangan-Stahl-Legierung der Erfindung aufgetragen wurden, die einer 1. Glühroute (GR 1) mit einer Einfachglühung und einer 2. Glühroute (GR 2) mit einer Doppelglühung unterzogen wurden;
FIG. 5A zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, bei dem der fracture thickness strain (fts) in Prozent über die uniform elongation (UE) in Prozent für DP-Stähle, CP-Stähle und für Medium-Mangan-Stahl- Legierung der Erfindung aufgetragen wurden, die der 1. Glühroute ( GR 1) unterzogen wurden;
FIG. 5B zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, bei dem der fracture thickness strain (fts) in Prozent über die uniform elongation (UE) in Prozent für DP-Stähle, CP-Stähle und für Medium-Mangan-Stahl- Legierung der Erfindung aufgetragen wurden, die der 2. Glühroute ( GR 2) unterzogen wurden;
FIG. 6 zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, bei dem die
Glühtemperatur über den Kohlenstoff-Anteil für verschiedene Medium-Mangan-Stahl-Legierung der Erfindung aufgetragen wurde, wobei konkret die experimentell ermittelten Glühtemperaturen TRAmax beim Erreichen der maximalen Restaustenitmenge als Funktion des Kohlenstoff-Anteils gezeigt sind; weiterhin finden sich im Diagramm die maximal zulässigen Glühtemperaturen TANmax für Einfach- und Doppelglühung, um einen erhöhten fts-Wert zu erreichen;
FIG. 7 zeigt ein stark schematisiertes Diagramm, bei dem der fracture thickness strain (fts) in Prozent über verschiedene Festigkeitsklassen Rm in MPa aufgetragen wurde;
FIG. 8 zeigt eine schematische Darstellung eines beispielhaften
Temperatur-Zeit-Diagramms für die 1-stufige
Temperaturbehandlung (GR 1) eines Stahl(zwischen)produkts der Erfindung;
FIG. 9 zeigt eine schematische Darstellung eines beispielhaften
Temperatur-Zeit-Diagramms für die 2-stufige
Temperaturbehandlung (GR 2) eines Stahl(zwischen)produkts der Erfindung. Detaillierte Beschreibung :
[0035] Die Kaltband-Stahlzwischenprodukte der Erfindung werden hergestellt, indem der Kohlenstoffgehalt der Ausgangslegierung abgesenkt wird. Es hat sich gezeigt, dass sich der fts-Wert durch das deutliche Reduzieren des Kohlenstoffgehaltes anheben lasst. Durch die Reduktion des Kohlenstoffgehaltes wird der Härtekontrast im Gefüge reduziert. Dieser Zusammenhang wurde anhand von Untersuchungen bestätigt und quantifiziert, wobei es sich gezeigt hat, dass es Grenzen für den Kohlenstoffanteil gibt. Es kommen in Rahmen der Erfindung daher nur Legierungen zum Einsatz, deren Kohlenstoffanteil kleiner ist als 0,12 Gew.%.
[0036] Der fts-Wert ist an einer geprüften nicht gekerbten Stahl-Flachzugprobe zu ermitteln. Dabei ist die Ausgangsdicke des Stahlzwischenprodukts do und die Dicke an der Bruchfläche di zu bestimmen. Der fts-Wert berechnet sich folgendermaßen (do-di)/do*100 in %.
[0037] Die Fig. 3 zeigt ein Diagramm in dem die fts-Werte mehrerer Stahl- Legierungen der Erfindung über die Glühtemperatur aufgetragen sind. Konkret wurden hier mehrere Proben untersucht, die
- einen Kohlenstoffanteil (C) im Bereich von 0 Gew.% bis 0,12 Gew.% und
- einen Mangananteil (Mn) von 6 Gew.% umfassen,
wobei die Legierung Silizium (Si) und Aluminium (AI) gemäß der folgenden Formel Si Gew.% + AI Gew.% < 1 enthält und
der Rest der Legierung Eisen (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen der jeweiligen Schmelze aufweist.
[0038] Der Fig. 3 sind verschiedene Zusammenhänge zu entnehmen, wie folgt. Wenn man z.B. eine Legierung 1 (Leg. 1 abgekürzt) mit der folgenden Zusammensetzung bei unterschiedlich hohen Temperaturen glüht, dann sinkt der fts-Wert mit zunehmender Glühtemperatur deutlich ab:
- einen Kohlenstoffanteil (C) von 0,12 Gew.%,
- einen Mangananteil (Mn) von 6 Gew.%,
- einen Siliziumanteil (Si) und/oder einen Aluminiumanteil (AI) als Legierungsanteile, mit Si Gew.% + AI Gew.% < 1, und
- dem Rest der Legierung Eisen (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen.
[0039] Entsprechende Beobachtungen konnten auch für die Legierungen 2 und 3 (Leg. 2, Leg. 3 abgekürzt) gemacht werden.
[0040] Außerdem konnte gezeigt werden, dass der fts-Wert mit abnehmendem Kohlenstoffgehalt deutlich zunimmt. Die Leg. 2 hat die folgende Zusammensetzung :
- einen Kohlenstoffanteil (C) von 0,056 Gew.%,
- einen Mangananteil (Mn) von 6 Gew.%,
- einen Siliziumanteil (Si) und/oder einen Aluminiumanteil (AI) als
Legierungsanteile, mit Si Gew.% + AI Gew.% < 1,
- und
- dem Rest der Legierung Eisen (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen.
[0041] Die Leg. 3 hat die folgende Zusammensetzung:
- einen Kohlenstoffanteil (C) von 0,0 Gew.%,
- einen Mangananteil (Mn) von 6 Gew.%,
- einen Siliziumanteil (Si) und/oder einen Aluminiumanteil (AI) als
Legierungsanteile, mit Si Gew.% + AI Gew.% < 1,
- und
- dem Rest der Legierung Eisen (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen.
[0042] Mit anderen Worten ausgedrückt, darf eine solche Medium-Mangan- Legierung nicht zu hoch geglüht werden und sie sollte möglichst einen geringen Kohlenstoffanteil aufweisen, wenn man hohe fts-Werte erzielen möchte. Der mit -C bezeichnete Blockpfeil, der in Fig. 3 nach oben zeigt, soll andeuten, dass ein reduzierter Kohlenstoffanteil zu einem erhöhten fts-Wert fuhrt.
[0043] Das Absenken der Glühtemperatur führt zu einer höheren chemischen Anreicherung des Austenits, zu einer kleineren Korngröße und zu einem stabileren Restaustenit. Untersuchungen haben einen Restaustenit-Anteil ergeben, der bei den Legierungen der Erfindung vorteilhafterweise im Bereich > 10% und < 60% liegt. Diese Effekte führen zu erhöhten fts-Werten. [0044] Es wurde weiterhin der Einfluss verschiedener Glühverfahren auf die resultierenden fts-Werte untersucht. Dabei wurden eine erste Glühroute (GR 1 abgekürzt) mit einem interkritischen Haubenglühverfahren (Verfahren S.2.1 in Fig. 8) und eine zweite Glühroute (GR 2 abgekürzt) mit einem vollaustenitischen Glühschritt (erfolgt in Hauben- beziehungsweise Kontiglühe) gefolgt von einem interkritischen Haubenglühverfahren (Verfahren S. l+S.2.2 in Fig. 9), untersucht.
[0045] Die Fig. 4 zeigt ein Diagramm in dem die fts-Werte einer Stahl-Legierung der Erfindung über die Glühtemperatur aufgetragen sind, wobei hier der Einfluss der ersten Glühroute mit dem Einfluss der zweiten Glühroute verglichen wurde. Konkret wurde hier erfindungsgemäße Stahl-Legierungsproben untersucht, die
- einen Kohlenstoffanteil (C) von 0,1 Gew.% und
- einen Mangananteil (Mn) von 6 Gew.% umfassen,
- einen Siliziumanteil (Si) und/oder einen Aluminiumanteil (AI) als Legierungsanteile, mit Si Gew.% + AI Gew.% < 1,
wobei der Rest der Legierung Eisen (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen der jeweiligen Schmelze aufweist.
[0046] Die Legierungsproben, die der ersten Glühroute GR 1 mit nur einer interkritischen Haubenglühung (Verfahren S.2.1 in Fig. 8) unterzogen wurden, sind in Fig. 4 durch schwarze Quadrate dargestellt. Hier zeigt sich, wie bereits im Zusammenhang mit Fig. 3 diskutiert, dass eine Reduktion der Glühtemperatur zu einer Zunahme der fts-Werte führt, falls die Legierungsproben einen Kohlenstoffanteil aufweisen, der geringer ist als 0,12 Gew.%. In Fig. 4 ist dieser Effekt durch einen schwarzen Blockpfeil dargestellt.
[0047] Die Legierungsproben, die der zweiten Glühroute GR 2 mit einem vollaustenitischen Glühverfahren gefolgt von einem interkritischen Haubenglühverfahren (Verfahren S. l+S.2.2 in Fig. 9) unterzogen wurden, sind in Fig. 4 durch weiß gefüllte Rauten dargestellt. Wenn man beispielweise eine erste Legierungsprobe der ersten Glühroute GR 1 unterzieht und eine zweite, identische zweite Legierungsprobe der zweiten Glühroute GR 2 unterzieht, dann zeigt die zweite Legierungsprobe einen fts-Wert, der höher ist als der fts-Wert der ersten Legierungsprobe. In Fig. 4 ist dieser Effekt durch einen weißen Blockpfeil dargestellt. [0048] Wenn man eine Doppelglühung GR 2 mit einem vollaustenitischen Glühschritt (Verfahren S. l in Fig. 9), gefolgt von einem interkritischen Haubenglühverfahren (Verfahren S.2.2 in Fig. 9), durchführt, so führt dies zu einer Optimierung der Gefügestruktur. Konkret hat sich gezeigt, dass die Ferritfestigkeit zunimmt und das die Stabilität des Restaustenits erhöht wird.
[0049] Weitere Untersuchungen dieser Legierungsproben haben ergeben, dass sich im Vergleich einer ersten Legierungsprobe, welche die erste Glühroute GR 1 durchlaufen hat, und einer identischen zweiten Legierungsprobe, welche die zweite Glühroute GR 2 durchlaufen hat, bei der zweiten Glühroute GR 2 auch eine Erhöhung der Uniform Elongation UE ergibt. D.h., die Wahl der Glühroute und der Parameter (Haltetemperaturen Hl bzw. H2, Haltedauer D1 bzw. D2, usw.) der jeweiligen Glührouten haben nicht nur einen Einfluss auf den fts-Wert sondern auch einen Einfluss auf den UE-Wert.
[0050] Die Fig. 5A zeigt ein Diagramm in dem die fts-Werte verschiedener Stahl- Legierung der Erfindung über die Uniform Elongation (UE) aufgetragen sind. Es geht hier um Stahl-Legierung der Erfindung, die der ersten Glühroute GR 1 unterzogen wurden. Ähnlich wie in dem Diagramm der Fig. 2, sind auch hier Stahllegierungen gezeigt, die entweder zu den CP-Stählen oder zu den DP-Stähle gehören. Die Stahllegierungen der Erfindung liegen in diesem Diagramm in einem Bereich, der kreuzschraffiert ist. Man kann anhand dieser stark schematisierten Darstellung erkennen, dass die Stahllegierungen der Erfindung im Vergleich zu den CP-Stählen deutlich höhere UE-Werte erreichen. Im Vergleich zu den DP-Stählen hingegen erreichen sie deutlich höhere fts-Werte.
[0051] Es wurden hier Legierungsproben mit den folgenden Zusammensetzungen hergestellt und der ersten Glühroute GR 1 unterzogen (siehe Tabelle 1). Für diese Legierungen konnten Zugfestigkeiten Rm im Bereich zwischen 663 MPa und 873 MPa erzielt werden. Die fts-Werte dieser Legierungsproben lagen im Bereich von ca. 48% bis 74% und die UE-Werte im Bereich von ca. 14% bis 32%.
[0052] Die Fig. 5B zeigt ein weiteres Diagramm in dem die fts-Werte verschiedener Stahl-Legierung der Erfindung über die Uniform Elongation (UE) aufgetragen sind. Es geht hier jedoch um Stahl-Legierung der Erfindung, die der zweiten Glühroute GR 2 unterzogen wurden. Die Stahllegierungen der Erfindung liegen in diesem Diagramm in einem Bereich, der kreuzschraffiert ist. Man kann auch hier erkennen, dass die Stahllegierungen der Erfindung im Vergleich zu den CP-Stählen deutlich höhere UE-Werte erreichen. Im Vergleich zu den DP-Stählen hingegen erreichen sie deutlich höhere fts-Werte.
[0053] Es wurden hier Legierungsproben mit den folgenden Zusammensetzungen hergestellt und der zweiten Glühroute GR 2 unterzogen (siehe Tabelle 2). Für diese Legierungen konnten Zugfestigkeiten Rm im Bereich zwischen 597 MPa und 996 MPa erzielt werden. Die fts-Werte dieser Legierungsproben lagen im Bereich von ca. 51% bis 75% und die UE-Werte im Bereich von ca. 10% bis 36%.
[0054] Tabelle 3 stellt die mechanischen Kennwerte nach verschiedenen Temperaturbehandlungen dar. Für die angeführten Temperaturbehandlungen sind Zugfestigkeiten im Bereich von 820 MPa und 875 MPa und Gleichmaßdehnungen im Bereich von 27 % und 31 % erreicht worden. Die erreichten fts-Werte erweisen sich dabei als vorteilhaft. Bevorzugt ist ein vollaustenitisches Glühen S. l als Teil eines 2-stufigen Glüh Verfahrens GR 2 gemäß Fig. 9, bei dem eine relativ lange Haltezeit von 1000 Minuten < H 1 < 6000 Minuten vorgegeben wird. Nach diesem vollaustemtischen Glühen folgt ein interkritisches Glühen S.2.2, wie in Fig. 9 gezeigt.
[0055] Zusammenfassend kann für die untersuchten Legierungs- zusammensetzungen der Erfindung das Folgende postuliert werden :
- es können mit den erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzungen die folgenden charakteristischen Werte erzielt werden, wenn auch das Glühen gemäß der Verfahrensvorgaben der Erfindung erfolgt;
- es können Medium-Mangan-Kaltband-Stahlzwischenprodukte hergestellt werden, die fts-Werte oberhalb von 40% haben;
- insbesondere können Medium-Mangan-Kaltband-Stahlzwischenprodukte mittels Einfachglühung GR 1 (siehe Fig. 8) hergestellt werden, die fts-Werte im folgenden Bereich haben : 48% < fts < 74% (siehe Fig. 5A);
- insbesondere können Medium-Mangan-Kaltband-Stahlzwischenprodukte mittels Doppelglühung GR 2 (siehe Fig. 9) hergestellt werden, die fts-Werte im folgenden Bereich haben : 51% < fts < 75% (siehe Fig. 5B);
- es können Medium-Mangan-Kaltband-Stahlzwischenprodukte hergestellt werden, die UE-Werte oberhalb von 10% haben;
- insbesondere können Medium-Mangan-Kaltband-Stahlzwischenprodukte hergestellt werden, die UE-Werte im folgenden Bereich haben : 14% < UE < 32% (siehe Fig. 5A); - insbesondere können Medium-Mangan-Kaltband-Stahlzwischenprodukte hergestellt werden, die UE-Werte im folgenden Bereich haben : 10% < UE < 36% (siehe Fig. 5A). UE = 10% wurde hier als Minimalforderung angesetzt.
[0056] Zusammenfassend kann für die untersuchten Legierungs- zusammensetzungen der Erfindung das Folgende postuliert werden :
- durch eine Reduktion des Kohlenstoffanteils einer Medium-Mangan-Legierung kann der fts-Wert gesteigert werden;
- durch eine Reduktion der interkritischen Glühtemperatur T2, die für das Glühen S.2.1 oder S.2.2 einer solchen Medium-Mangan-Legierung verwendet wird, kann der fts-Wert gesteigert werden;
- durch eine Wahl der Glühroute (Glühroute GR 1 oder GR 2) kann der fts-Wert gesteigert werden;
- durch eine geeignete Reduktion der Silizium- und Aluminium-Legierungsanteile kann das Stahlzwischenprodukt weiter optimiert werden;
- durch eine optionale Reduktion des Schwefelanteils kann das
Stahlzwischenprodukt weiter optimiert werden.
[0057] Diese Postulate, die zuvor in vereinfachter und rein schematisierte Form zusammengefasst wurden, geben dem Entwickler eine Reihe von Freiheitsgraden bei der Definition von Legierungen an die Hand. Am folgenden Beispiel soll dies veranschaulicht werden.
[0058] Da beim Doppelglühen (GR 2) höhere fts-Werte erzielt werden als beim Einfachglühen (GR 1), kann man beim Doppelglühen GR 2 z.B. mit Legierungen arbeiten, deren Kohlenstoffanteil per se etwas höher ist als beim Einfachglühen GR 1.
[0059] In Fig. 6 sind die verschiedenen Effekte, die anhand von erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzungen beobachtet wurden, in einem Diagramm dargestellt. Dieses Diagramm zeigt die Glühtemperatur auf der Ordinate und den Kohlenstoff-Anteil der Legierungszusammensetzung auf der Abszisse. Eingetragen sind die experimentell ermittelten maximalen Glühtemperaturen TANmax beim Erreichen der verbesserten fts-Wert als Funktion des Kohlenstoff-Anteils. [0060] Die gepunktete Linie, die die weißen Rauten verbindet, stellt die experimentell ermittelten Glühtemperaturen TANmax für Legierungen dar, die einem Doppelglühverfahren (GR 2) unterzogen wurden. Die gestrichelte Linie, die die schwarzen Quadrate verbindet, stellt die experimentell ermittelten Glühtemperaturen TANmax für Legierungen dar, die einem Einfachglühverfahren (GR 1) unterzogen wurden. Die durchgezogene Linie, die die weißen Kreise verbindet, stellt die experimentell ermittelten Glühtemperaturen TRAmax beim Erreichen der maximalen Restaustenitmenge als Funktion des Kohlenstoff-Anteils dar.
[0061] Es wurden hier Legierungszusammensetzungen untersucht, die 6 Gew.% Anteil an Mangan (Mn) aufweisen. Der Kohlenstoffanteil wurde, wie auf der Abszisse gezeigt, von 0 Gew.% bis 0,12 Gew.% variiert.
[0062] Die gepunktete Linie in Fig. 6 kann durch die folgende Gleichung (1) beschrieben werden, wobei TANmax die maximale Glühtemperatur ist. Die Gleichung (1) legt die maximale Glühtemperatur T2 für das interkritische Glühen S.2.2 der Fig. 9 fest.
TANmax = 684°C - (517°C * C%) (1).
[0063] Die gestrichelte Linie in Fig. 6 kann durch die folgende Gleichung (2) beschrieben werden. Die Gleichung (2) legt die maximale Glühtemperatur T2 für das interkritische Glühen S.2.1 der Fig. 8 fest.
TANmax = 648°C - (352°C * C%) (2)
[0064] Durch die Untersuchungen, deren Ergebnisse in Fig. 6 zusammengefasst sind, wurde bestätigt, dass man bei geringen Kohlenstoffanteilen mit relativ hohen Glühtemperaturen arbeiten kann, um verbesserte fts-Werte zu erreichen. Bei höheren Kohlenstoffanteilen muss entsprechend die Glühtemperatur T2 reduziert werden, um die verbesserten fts-Werte zu erreichen.
[0065] Aus den in Fig. 6 zusammengefassten Ergebnissen kann man auch ableiten, dass das Reduzieren des Kohlenstoffanteils auf Werte nahe 0 Gew.% derart wirksam ist, dass man beim Glühen solcher Legierungszusammensetzungen mit der Glühtemperatur T2 sogar über die Temperatur TRAmax hinaus gehen kann, ohne dadurch den fts-Wert zu reduzieren. D.h., das Reduzieren des Kohlenstoffanteils ist bei den Legierungen der Erfindung eine Einzelmaßnahme, die besonders wirksam ist.
[0066] Aus den in Fig. 6 zusammengefassten Ergebnissen kann man auch ableiten, dass man bei höheren Kohlenstoffanteilen, die beispielsweise im Bereich zwischen 0,05 Gew.% und 0,12 Gew.% liegen, höhere fts-Werte dadurch erzielen kann, dass die Glühtemperatur T2 reduziert wird. Je höher der Kohlenstoffanteil der erfindungsgemäßen Legierung ist, umso größer muss die Reduktion der Glühtemperatur T2 sein.
[0067] Wenn man zweifach glüht, wie in Fig. 9 gezeigt, dann braucht die Glühtemperatur T2 erst bei Kohlenstoffanteilen von mehr als 0,056 Gew.% in Bezug auf TRAmax abgesenkt zu werden.
[0068] In Fig. 7 sind weitere Aspekte der Erfindung in einem Diagramm dargestellt. Auf der Abszisse sind die Festigkeitsklassen Rm in MPa und auf der Ordinate die fts-Werte in Prozent aufgetragen. Die Mindest-fts- Werte sind durch eine schräg verlaufende, strichlierte Linie dargestellt, wobei als Randbedingung von einem UE-Wert ausgegangen wurde, der mindestens 10% beträgt, d.h. UE > 10%. Diese strichlierte Linie kann mathematisch durch die Gleichung (3) beschrieben werden.
[0069] ftsmin = 104 * e ( °'001*Rm) (3).
[0070] In Fig. 7 ist durch ein Rechteck, das mit dem Bezugszeichen 4 bezeichnet ist, der Bereich dargestellt, der die Legierungen der Erfindung umfasst. Für Legierungen, die innerhalb des Bereichs 4 liegen, ist gewährleistet, dass sie einerseits eine gute lokale und andererseits eine gute globale Umformbarkeit aufweisen. Die UE-Werte liegen stets oberhalb von 10% und die fts-Werte liegen stets oberhalb von 40%.
[0071] In der Tabelle 4 sind zusammenfassend einige charakteristische Eigenschaften der Legierungen der Erfindung zusammengefasst.
[0072] In der Tabelle 5 sind einige Legierungszusammensetzungen und deren charakteristische Eigenschaften zusammengefasst. Diese Legierungs- zusammensetzungen kombiniert mit einer gemäß Erfindung gewählten Glühtemperatur sind bewusst in der Tabelle 5 gezeigt, da sie außerhalb des Bereiches 4 liegen, der von der Erfindung abgesteckt wurde.
[0073] Die Probe Nr. 3.1 erreicht lediglich einen UE-Wert, der bei 8,1% liegt. Diese 8,1% sind kleiner als der Mindest-UE-Wert von 10%. Eine der Ursachen für das Nichterreichen des Mindest-UE-Wertes liegt in dem Kohlenstoffanteil, der mit 0,18 Gew.% oberhalb der hier gesteckten Obergrenze von 0,12 Gew.% liegt. Weiterhin wird auch die Mindestanforderung für den fts-Wert von 40% laut Formel 3 unterschritten.
[0074] Die Probe Nr. 3.2 erreicht zwar einen ausreichend hohen UE-Wert, aber der fts-Wert liegt mit 29% deutlich unterhalb von ftSmin = 40%. Aus der Gleichung (2) errechnet sich eine Glühtemperatur T2, die für diese konkrete Legierung gemäß Erfindung maximal bei 612, 8°C liegen sollte. Die Probe Nr. 3.2 wurde jedoch bei relativ hohen 680°C geglüht, was einen zu niedrigen fts-Wert zur Folge hat.
[0075] Die Probe Nr. 3.3 erreicht zwar einen ausreichend hohen UE-Wert, aber der fts-Wert liegt mit 47% deutlich unter dem geforderten fts-Wert von 57% nach Formel 3. Eine der Ursachen für das Nichterreichen des Mindest-fts-Wertes liegt in dem Mangananteil, der mit 1,83 Gew.% unterhalb der hier gesteckten Untergrenze von 3,5 Gew.% liegt. [0076] Gemäß Erfindung setzt sich die Legierung somit aus den folgenden Bestandteilen zusammen:
- einen Kohlenstoffanteil (C) im Bereich 0,003 Gew.% < C < 0,12 Gew.%,
- einen Mangananteil (Mn) im Bereich 3,5 Gew.% < Mn < 12 Gew.%,
- einen Siliziumanteil (Si) und/oder einen Aluminiumanteil (AI) als
Legierungsanteile, mit Si Gew.% + AI Gew.% < 1, optional weitere
Legierungsanteile,
- optionale Mikrolegierungsanteile, insbesondere einen Titananteil (Ti) und/oder einen Niobanteil (Nb) und/oder Vanadiumanteil (V), und
- wobei der Rest der Legierung Eisen (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen einer Schmelze umfasst.
[0077] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen liegt der
Kohlenstoffanteil (C) im Bereich 0,003 Gew.% < C < 0,08 Gew.%, und/oder der Mangananteil (Mn) im Bereich 4 Gew.% < Mn < 10 Gew.%, insbesondere im Bereich 6 Gew.% < Mn < 10 Gew.%, da in diesem Fall besonders hohe fts-Werte erzielt werden können.
[0078] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen liegt der Siliziumanteil (Si) im Bereich 0 Gew.% < Si < 1 Gew.%. Insbesondere liegt der Siliziumanteil (Si) im Bereich 0,2 Gew.% < Si < 0,9 Gew.%.
[0079] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen liegt der
Aluminiumanteil (AI) im Bereich 0 Gew.% < AI < 1 Gew.%. Insbesondere liegt Aluminiumanteil (AI) im Bereich 0,01 Gew.% < AI < 0,7 Gew.%.
[0080] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen umfasst die Legierung einen Schwefelanteil (S) in Gew.%, der kleiner ist als 60ppm.
[0080] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen umfasst die Legierung einen Chromanteil (Cr) im Bereich 0 Gew.% < Cr < 1 Gew.%.
[0081] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen umfasst die Legierung einen oder mehr als einen der folgenden Mikrolegierungsanteile:
- Titananteil (Ti), - Niobanteil (Nb),
- Vanadiumanteil (V).
[0082] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen liegt der Titananteil (Ti), falls vorhanden, im Bereich 0 Gew.% < Ti < 0,12 Gew.%.
[0083] Bei mindestens einem Teil der Ausführungsformen haben die Mikrolegierungsanteile zusammen maximal einen Anteil von 0,15 Gew.% der Legierung.
[0084] Die Angaben, die hier in Bezug auf die Zusammensetzung der Legierung gemacht werden, verstehen sich jeweils in Gewichtsprozent. Der Rest der Legierung umfasst Eisen (Fe) sowie Verunreinigungen, die sich in einer solchen Schmelze nicht vermeiden lassen. Die Angaben in Gewichtsprozent summieren sich immer auf 100 Gew.%.
[0085] Wie bereits beschrieben, umfasst das Verfahren der Erfindung einen speziellen Glühschritt, der nach einem Kaltwalzschritt ausgeführt wird :
Durchführen eines interkritischen Hauben-Glühverfahrens S.2.1 oder S.2.2 mit einer maximalen Glühtemperatur T2 von 684°C - (517°C * dem Kohlenstoffanteil in Gew.%). Der Kohlenstoffanteil in Gew.% wird hier auch als C% bezeichnet. Falls dieses interkritische Hauben-Glühverfahren Teil eine einstufigen Glühverfahrens ist, so kann die maximale Glühtemperatur T2 sogar unterhalb dieser Werte liegen, wie durch die Formel 648°C - (352°C * dem
Kohlenstoffanteil in Gew.%) ausgedrückt.
[0086] Beispielhafte Details eines einstufigen Glühverfahrens GR 1 sind in Fig. 8 gezeigt. Bei dem interkritischen Hauben-Glühverfahren S.2.1 wird die Legierung auf eine Haltetemperatur T2 erwärmt. In Fig. 8 ist das Erwärmen mit E2 bezeichnet. Dann wird die Legierung für eine Haltedauer D2 auf der Haltetemperatur T2 gehalten. Anschließend erfolgt das Abkühlen. In Fig. 8 ist das Abkühlen mit Ab2 bezeichnet. In der folgenden Tabelle 6 sind beispielhafte Parameter für ein einstufiges Glühverfahren GR 1 der Erfindung angegeben :
[0087] Das interkritische Hauben-Glühverfahren wird auch kurz als interkritisches Glühen bezeichnet, erfolgt mit einer Haltetemperatur T2 im a+g - Zweiphasengebiet. Der Bereich zwischen Acs und Aci (siehe Fig. 8 und 9) wird als a+g - Zweiphasengebiet bezeichnet.
[0088] Das vollaustenitische Glühverfahren S. l (siehe Fig. 9) erfolgt mit einer Haltetemperatur TI oberhalb der Ac3-Temperatur im einphasigen g -Gebiet, d.h. TI > Acs.
[0089] Beispielhafte Details eines zweistufigen Glühverfahrens GR 2 sind in Fig. 9 gezeigt. Bei dem vollaustenitische Glühverfahren S. l wird die Legierung auf eine Haltetemperatur TI erwärmt. In Fig. 9 ist das Erwärmen mit El bezeichnet. Dann wird die Legierung für eine Haltedauer D1 auf der Haltetemperatur TI gehalten. Anschliessend erfolgt das Abkühlen. In Fig. 9 ist das Abkühlen mit Abi bezeichnet. Bei dem anschliessenden interkritischen Hauben-Glühverfahren S.2.2 wird die Legierung auf eine Haltetemperatur T2 erwärmt. In Fig. 9 ist das Erwärmen mit E2 bezeichnet dann wird die Legierung für eine Haltedauer D2 auf der Haltetemperatur T2 gehalten. Anschließend erfolgt das Abkühlen. In Fig. 9 ist das Abkühlen mit Ab2 bezeichnet. In der folgenden Tabelle 7 sind beispielhafte Parameter für ein zweistufiges Glühverfahren GR 2 der Erfindung angegeben :
[0090] Wie man den verschiedenen Diagrammen und der Beschreibung dieser Diagramme entnehmen kann, ist es für das Erreichen hoher fts-Werte, die oberhalb von 40% liegen, wichtig, dass die Glühtemperatur T2 für das interkritischen Hauben-Glühverfahren nicht zu hoch angesetzt wird. Die maximale Glühtemperatur T2, die für interkritischen Hauben-Glühverfahren angewendet wird, ist stets kleiner als AC3 und sie wird durch die Gleichungen (1) oder (2) nach oben hin begrenzt.
[0091] Die Eigenschaften des Kaltband-Stahlzwischenprodukts der Erfindung werden unter anderem durch die Wahl der Glühtemperatur TI und/oder T2 beeinflusst, wobei vor allem die Temperatur T2 abhängig ist von dem Kohlenstoffanteil in Gew.% und stets kleiner ist als die maximale Glühtemperatur
AC3.
[0092] Es ergeben sich für die Kaltband-Stahlzwischenprodukte der Erfindung fts-Werte, die gemäß Gleichung (3) mindestens 104*e( o ool t Rm) bei einer Mindestgleichmaßdehnung (Ag) von 10 % und bei einer Zugfestigkeit (Rm) im Bereich von 590 MPa bis 1350 MPa betragen. Diese fts-Werte wurden an nicht- gekerbten Flachzugproben der Kaltband-Stahlzwischenprodukte ermittelt.
[0093] Das Kaltband-Stahlzwischenprodukt der Erfindung zeichnet sich unter anderem dadurch aus, dass es eine Mikrostruktur mit den folgenden Anteilen aufweist, falls ein einstufiges Glühverfahren GR 1 nach Fig. 8 zur Anwendung kommt:
- einen Restausten it-Anteil im Bereich > 10 % und < 60 %, - einen alpha-Ferrit-Anteil im Bereich > 20 % und < 90 % und
- einen Zementit-Anteil ((Fe, Mn)3C) im Bereich > 0 % und < 5 %.
[0094] Das Kaltband-Stahlzwischenprodukt der Erfindung zeichnet sich unter anderem dadurch aus, dass es eine Mikrostruktur mit den folgenden Anteilen aufweist, falls ein zweistufiges Glühverfahren GR 2 nach Fig. 9 zur Anwendung kommt:
- einen Martensit-Anteil im Bereich > 0 % und < 20 %,
- einen Restaustenit-Anteil im Bereich > 10 % und < 60 %,
- einen alpha-Ferrit-Anteil im Bereich > 20 % und < 90 % und
- einen Zementit-Anteil ((Fe, Mn)3C) im Bereich > 0 % und < 5 %.
[0095] Diese Mikrostruktur mit einem Martensit-Anteil, einem Restaustenit- Anteil, einem alpha-Ferrit-Anteil und mit einem Zementit-Anteil sorgt für die speziellen Eigenschaften des Kaltband-Stahlzwischenprodukts der Erfindung.
Bezugs- und Formelzeichen:

Claims

Ansprüche
1. Verfahren zum Bereitstellen eines Medium-Mangan-Kaltband- Stahlzwischenproduktes, dessen Legierung umfasst:
- einen Kohlenstoffanteil (C) im Bereich 0,003 Gew.% < C < 0,12 Gew.%,
- einen Mangananteil (Mn) im Bereich 3,5 Gew.% < Mn < 12 Gew.%,
- einen Siliziumanteil (Si) und/oder einen Aluminiumanteil (AI) als Legierungsanteile, mit Si Gew.% + AI Gew.% < 1,
- optional weitere Legierungsanteile,
- optionale Mikrolegierungsanteile, insbesondere einen Titananteil (Ti) und/oder einen Niobanteil (Nb) und/oder Vanadiumanteil (V), und
- wobei der Rest der Legierung Eisen (Fe) und unvermeidbare Verunreinigungen einer Schmelze umfasst,
wobei das Verfahren den folgenden Schritt umfasst, der nach einem Kaltwalzschritt ausgeführt wird :
- Durchführen eines interkritischen Hauben-Glühverfahrens (S.2.1, S.2.2)mit einer maximalen Glühtemperatur (T2) von 684°C - (517°C * dem Kohlenstoffanteil in Gew.%).
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das interkritische Hauben-Glühverfahren (S.2.1, S.2.2) einen Erwärmungsschritt (E2), eine Haltephase (H2) mit einer Haltedauer (D2) und einem Abkühlvorgang (Ab2) umfasst, wobei die Haltedauer (D2) mehr als 1000 und weniger als 6000 Minuten und vorzugsweise weniger als 5000 Minuten dauert.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltband-Stahlzwischenprodukt, durch die Wahl einer Glühtemperatur (T2), die abhängig ist von dem Kohlenstoffanteil in Gew.% und die kleiner ist als die maximalen Glühtemperatur, einen fts-Wert aufweist, der mindestens 40% beträgt.
4. Verfahren nach Anspruch 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltband-Stahlzwischenprodukt, durch die Wahl einer Glühtemperatur (T2), die abhängig ist von dem Kohlenstoffanteil in Gew.% und die kleiner ist als die maximalen Glühtemperatur, einen fts-Wert aufweist, der mindestens 104*e( o.ooi*Rm) bgj ejner Mindestgleichmaßdehnung (Ag) von 10 % und bei einer Zugfestigkeit (Rm) im Bereich von 590 MPa bis 1350 MPa beträgt, wobei dieser fts-Wert an einer nicht-gekerbten Flachzugprobe des Kaltband- Stahlzwischenproduktes ermittelt wird.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass ein einstufiges Glühverfahren (GR 1) zur Anwendung kommt, bei dem nur das erwähnte Hauben-Glühverfahren (S.2.1) mit einer interkritischen Glühtemperatur (T2) durchgeführt wird, die oberhalb der Aci-Temperatur und unterhalb einer maximalen Glühtemperatur liegt, die durch die Gleichung 648°C - (352°C * dem Kohlenstoffanteil in Gew.%) definiert ist.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass ein zweistufiges Glühverfahren (GR 2) zur Anwendung kommt, bei dem vor dem interkritischen Hauben-Glühverfahren (S.2.2) ein vollaustenitisches Glühverfahren (S. l) angewendet wird.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass das vollaustenitische Glühverfahren (S. l) mit einer Glühtemperatur (TI) durchgeführt wird, die oberhalb der AC3-Temperatur liegt, wobei die Glühtemperatur (TI) vorzugsweise während einer Haltedauer (D1) gehalten wird, die mindestens 10 Sekunden und vorzugsweise zwischen 10 Sekunden und 6000 Minuten beträgt.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass ein zweistufiges Glühverfahren (GR 2) zur Anwendung kommt, bei dem zuerst ein vollaustenitisches Glühen (S.l) oberhalb der AC3-Temperatur und anschließend das interkritischen Hauben-Glühverfahren (S.2.2) mit einer interkritischen Glühtemperatur durchgeführt wird, die oberhalb der Aci- Temperatur und unterhalb der maximalen Glühtemperatur liegt.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Kohlenstoffanteil (C) im Bereich 0,003 Gew.% < C < 0,08 Gew.% liegt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Mangananteil (Mn) im Bereich 4 Gew.% < Mn < 10 Gew.%, insbesondere im Bereich 5 Gew.% < Mn < 8 Gew.%, liegt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einen Siliziumanteil (Si) im Bereich 0 Gew.% < Si < 1 Gew.%, insbesondere im Bereich 0,2 Gew.% < Si < 0,9 Gew.% umfasst.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einen Aluminiumanteil (AI) im Bereich 0 Gew.% < AI < 1 Gew.%, insbesondere im Bereich 0,01 Gew.% < AI < 0,7 Gew.% umfasst.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einen Chromanteil (Cr) im Bereich 0 Gew.% < Cr < 1 Gew.% umfasst.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einen Schwefelanteil (S) umfasst, der weniger als 60ppm beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einen oder mehr als einen der folgenden Mikrolegierungsanteile umfasst:
- Titananteil (Ti),
- Niobanteil (Nb),
- Vanadiumanteil (V).
16. Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass die Mikrolegierungsanteile zusammen maximal einen Anteil von 0,15 Gew.% haben.
17. Stahlzwischenprodukt, das nach einem Verfahren der Ansprüche 1-5 bereitgestellt wurde, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Mikrostruktur mit den folgenden Anteilen aufweist:
- einen Restaustenit-Anteil im Bereich > 10 % und < 60 %, %, und vorzugsweise im Bereich > 10 % und < 40 %, - einen alpha-Ferrit-Anteil im Bereich > 20 % und < 90 %, und vorzugsweise im Bereich > 50 % und < 80 %, und
- einen Zementit-Anteil im Bereich > 0 % und < 5 %.
18. Stahlzwischenprodukt, das nach einem Verfahren der Ansprüche 6-8 bereitgestellt wurde, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Mikrostruktur mit den folgenden Anteilen aufweist:
- einen Martensit-Anteil im Bereich > 0 % und < 20 %, und vorzugsweise im Bereich > 0 % und < 10 %,
- einen Restaustenit-Anteil im Bereich > 10 % und < 60 %, und vorzugsweise im Bereich > 10 % und < 40 %,
- einen alpha-Ferrit-Anteil im Bereich > 20 % und < 90 %, und vorzugsweise im Bereich > 50 % und < 80 %, und
- einen Zementit-Anteil im Bereich > 0 % und < 5 %.
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