EP4139492A1 - Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

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Publication number
EP4139492A1
EP4139492A1 EP20721198.8A EP20721198A EP4139492A1 EP 4139492 A1 EP4139492 A1 EP 4139492A1 EP 20721198 A EP20721198 A EP 20721198A EP 4139492 A1 EP4139492 A1 EP 4139492A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
hot
steel
flat steel
mass
steel product
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
EP20721198.8A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Nicholas WINZER
Ekaterina Bocharova
Roland Sebald
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Publication of EP4139492A1 publication Critical patent/EP4139492A1/de
Pending legal-status Critical Current

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    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium

Definitions

  • the invention relates to a hot-rolled flat steel product which comprises a steel substrate and a zinc anti-corrosion layer applied thereon by hot-dip coating.
  • the invention also relates to a method for producing such a flat steel product.
  • flat steel products are understood to mean rolled products, the length and width of which are each significantly greater than their thickness. These include, in particular, steel strips and steel sheets.
  • impurities of a steel, zinc or other alloy are technically unavoidable steel components that get into the steel during production or cannot be completely removed from it, but whose contents are in any case so low that they have no influence on the properties of the steel.
  • the image analysis for quantitative structure determination is carried out optically by means of light microscopy (“LOM”) with 200 to 2,000 times and with a scanning electron microscope (“SEM”) with 2,000 to 20,000 times magnification.
  • LOM light microscopy
  • SEM scanning electron microscope
  • the distribution of manganese (Mn) in the structure of the steel substrate of a flat steel product according to the invention has been determined by wavelength-dispersive X-ray micro-range analysis (WDX) of the structure, which was published, for example, by Reimer L. (1998) in “Elemental Analysis and Imaging with X-Rays” in Scanning Electron Microscopy, Springer Series in Optica! Sciences, Vol. 45. Springer, Berlin, Heidelberg.
  • WDX wavelength-dispersive X-ray micro-range analysis
  • the strength and elongation properties mentioned here such as tensile strength Rm, yield point Rp0.2, uniform elongation Ag, elongation A50 and elongation A80 of flat steel products were determined in tensile tests according to DIN-EN 6892-1: 2017, unless otherwise noted.
  • Highly stressed passenger and truck components such as crash structures and chassis of automobile bodies, require a hot-dip galvanized steel sheet with a thickness of more than 1.5 mm and a tensile strength of more than 590 MPa.
  • Hot-rolled flat steel products which are made of complex phase steels (CP-W), the structure of which consists largely of bainite, are often used for the production of such components.
  • CP-W steels however, suffer from a relatively lower deformability, which prevents the design of geometrically complex components.
  • Dual-phase steels which consist of a combination of hard (e.g. martensite or bainite) and soft (e.g. ferrite) phases, are suitable for complex components due to their combination of high strength and good ductility.
  • DP-W hot-rolled dual-phase steels
  • the sheet must be heated to temperatures of more than 460 ° C (the zinc bath temperature). At these temperatures, however, the hard component of the structure, in particular martensite, is tempered, with the result that the DP characteristics are lost.
  • This procedure is similar to the manufacturing process of a DP-K steel with the exception of the cold rolling step.
  • a high-strength multiphase steel with minimum tensile strengths of 580 MPa is known from DE 102012013 113 A1.
  • the steel should preferably have a dual-phase structure and make it possible to produce cold-rolled or hot-rolled steel strips with improved forming properties, from which parts for lightweight vehicle construction in particular can be produced.
  • the known multiphase steel consists of, in mass%, 0.075% ⁇ C ⁇ 0.105%, 0.600% ⁇ Si ⁇ 0.800%, 1,000% ⁇ Mn ⁇ 2.250%, 0.280% ⁇ Cr ⁇ 0.480%, 0.010% ⁇ AI ⁇ 0.060%, ⁇ 0.020% P, ⁇ 0.0100% N, ⁇ 0.0150% S and the remainder of iron and impurities.
  • Another high-strength multiphase steel with a minimum tensile strength of 580 MPa is the steel known from DE 102012006017 A1.
  • the known steel consists of, in% by mass, 0.075% C 0.105%; 0.200% ⁇ Si ⁇ 0.300%, 1.000% ⁇ Mn ⁇ 2.000%, 0.280% ⁇ Cr ⁇ 0.480%, 0.010% ⁇ Al ⁇ 0.060%, up to 0.020% P, 0.005% ⁇ Nb ⁇ 0.025%, up to 0, 0 100% N, up to 0.0050% S and the remainder of iron and technically unavoidable impurities.
  • the steel known from DE 102013013067 A1 also belongs to the type of known multiphase steels explained above, which preferably have a dual-phase structure and are intended to be suitable for cold-rolled or hot-rolled steel strip with improved forming properties.
  • This known steel should have a maximum yield strength ratio of 73% and, in% by mass, 0.075% ⁇ C ⁇ 0.105%, 0.600% ⁇ Si ⁇ 0.800%, 1,000% ⁇ Mn ⁇ 1, 900%, 0.100% ⁇ Cr ⁇ 0.700%, 0.010% ⁇ AI ⁇ 0.060%, 0.0020% ⁇ N ⁇ 0.0120%, ⁇ 0.0030% S, 0.005% ⁇ Nb ⁇ 0.050%,
  • the invention should specify a method with which the production of flat steel products obtained according to the invention is operationally reliable.
  • the invention thus provides a hot-rolled flat steel product which comprises a steel substrate and a zinc (Zn) -based anti-corrosion layer applied thereon by hot-dip coating.
  • the steel of the steel substrate of a flat steel product according to the invention consists of, in% by mass,
  • the unavoidable impurities including less than 0.02% P, less than 0.005 S, less than 0.01% N and less than 0.005% Nb.
  • the steel substrate of a flat steel product according to the invention is at least 1.5 mm thick and has a structure that consists of, in area%, in total 50-90% ferrite and bainitic ferrite, 5-50% martensite, 2-15% residual austenite and up to 10% unavoidable other structural components due to the manufacturing process.
  • a flat steel product according to the invention has a yield point Rp0.2 of at least 290 MPa, a tensile strength Rm of at least 490 MPa and an elongation at break A80, which is determined according to the following formula (1):
  • A80 [%] B - Rm / 37 with 31 ⁇ B ⁇ 51.
  • a flat steel product according to the invention can be produced by going through at least the following work steps:
  • Hot rolling of the preliminary product into a hot-rolled steel strip the final temperature of the hot-rolling being at least 840-980 ° C and the thickness of the hot-rolled steel strip being 1.5-10 mm;
  • B.3 Cooling the hot-rolled steel strip at a cooling rate of 0.5-100 ° C / s to a bath inlet temperature BET, for which BT ⁇ BET ⁇ (BT + 20 ° C), where BT denotes the temperature of the molten zinc bath which is 450-480 ° C; B.4) Passing the hot-rolled steel strip cooled to the bath inlet temperature BET through the molten zinc bath, which consists of up to 5% by mass of Mg, up to 10% by mass of Al, the remainder Zn and unavoidable impurities;
  • a preheating temperature of at least 1150 ° C is required in step A.1 in order to completely homogenize the structure of the preliminary product.
  • the microstructure of the preliminary product would be passed on to the subsequently produced hot strip, so that the Mn segregations aimed at according to the invention could not be formed.
  • the alloying elements would remain bound in precipitates, so that their effects on the mechanical properties of a flat steel product according to the invention could not develop.
  • a final hot-rolling temperature of at least 840 ° C is required in order to be able to reliably roll the intermediate product alloyed according to the invention into a hot-rolled steel strip.
  • the rolling forces would be too high and the associated risk of damage to the rolls of the rolling stands used for hot rolling would increase disproportionately.
  • a hot rolling end temperature of at least 880 ° C can be provided.
  • the final hot rolling temperature should not exceed 980 ° C., since final hot rolling temperatures above this upper limit cannot be achieved in practice.
  • the steel strip hot-rolled according to the invention must be at least 1.5 mm thick so that the Mn segregations aimed at according to the invention can arise in the structure after hot rolling.
  • the hot-rolled steel strip would experience excessive deformations during hot-rolling, which in turn would result in an undesirable homogenization of the Mn distribution in the structure of the hot-rolled steel strip.
  • a steel belt with a thickness of more than 10 mm cannot be used for the intended purpose.
  • the maximum tape thickness is limited to 10 mm.
  • the coiling temperature at which the hot-rolled steel strip, which forms the steel substrate of the flat steel product according to the invention, is reeled is at least 510 ° C. in order to ensure that Mn segregation occurs during the cooling of the hot-rolled steel strip in the coil.
  • Higher reel temperatures can promote this process, so that reel temperatures of at least 530 ° C., in particular at least 550 ° C., are particularly advantageous. If the coiling temperatures are too low, an undesirably homogeneous Mn distribution would result, with which the mechanical properties aimed for according to the invention would not be achieved. Too high a coiling temperature would trigger the risk of pronounced grain boundary oxidation. To prevent this, the coiling temperature is limited to 640 ° C, preferably 620 ° C.
  • the hot-rolled steel strip can, if necessary, be pickled in a conventional manner in order to remove any scale present on the steel strip or to prepare the surface of the steel strip for the subsequent work steps.
  • the hot-rolled steel strip is first heated to an annealing temperature in a preheating stage at a rate of 0.5-100 ° C per second.
  • the heating rate must lie within this window in order to ensure sufficient transformation of the structure, in particular its complete recrystallization.
  • a Annealing temperature 750 - 950 ° C and a holding time of 10 - 1000 seconds required. If the annealing temperatures are too low or the holding times are too short, the structure would not completely recrystallize, with the result that there would not be enough austenite available during the subsequent cooling to form the desired martensite content of the structure.
  • An unrecrystallized steel substrate would also result in pronounced anisotropy of the mechanical properties of a flat steel product according to the invention.
  • the cooling from the annealing temperature to the zinc bath inlet temperature BET also takes place at a cooling rate of 0.5 to 100 ° C. per second.
  • the bath inlet temperature BET is at least the same and at most 20 ° C. higher than the melt bath temperature in order to prevent the melt bath temperature from changing significantly due to the introduction of the hot-rolled steel strip.
  • the hot-dip coating can be followed by a further heat treatment (“galvannealing") in which the hot-dip coated steel flat product is heated to up to 550 ° C in order to burn in the previously applied corrosion protection layer.
  • galvannealing a further heat treatment
  • the flat steel product obtained is cooled to room temperature at a cooling rate of 0.5-100 ° C./s.
  • the flat steel product produced in this way can optionally also be subjected to conventional skin pass rolling in order to optimize its dimensional accuracy and surface quality.
  • the skin-pass degree set is typically at least 0.3% and at most 2.0%, with skin-pass degrees of at least 0.5% having proven to be particularly practical.
  • a skin pass degree of less than 0.3% leads to a lower surface roughness of the corrosion protection layer, which would have a negative impact on the formability of the flat steel product.
  • the degree of skin pass is more than 2.0%, the yield strength Rp0.2 is increased and the elongation at break A80 is reduced, so that an elongation at break according to formula 1 could not be achieved.
  • a flat steel product which comprises a steel substrate alloyed according to the invention and exhibiting a structure according to the invention achieves high elongation at break values in the hot-rolled state which are comparable to the elongations at break A80 which conventional cold-rolled flat steel products of the type explained at the beginning have (“DP-K Steels "), which have similar strengths.
  • elongation at break values A80 can regularly be achieved for which parameter B in formula (1) is at least in the range 31-51, preferably 36-46.
  • the combination of high strength and high elongation at break results from the proportion of 2-15% retained austenite in the steel substrate of a flat steel product according to the invention, with retained austenite proportions of at least 5% by area regularly being present in the structure of the steel substrate of a flat steel product according to the invention and having a positive effect affect the mechanical properties of the flat steel product.
  • the retained austenite contents that can be determined in the flat steel product according to the invention are thus significantly higher than in a cold-rolled flat steel product with a comparable alloy.
  • the presence of larger residual austenite fractions in the structure is a consequence of the inheritance of Mn segregations, which are present in the hot-rolled steel substrate of a flat steel product according to the invention and are retained via the annealing treatment that the flat steel product undergoes for its hot-dip coating. It was thus possible to show that in the method according to the invention of producing a flat steel product according to the invention after coiling (sub-step A.6 of the method according to the invention) and before hot-dip coating (step B of the method according to the invention), the hot-rolled steel substrate is very has anisotropic and inhomogeneous structure with a high pearlite content, which is in line form.
  • Wavelength-dispersive X-ray micro-range analyzes (WDX) of the structure have shown that Mn segregates in the pearl cords and that the Mn segregations are very anisotropic and inhomogeneous distribution after reeling and before hot-dip coating.
  • the steel substrate of a flat steel product according to the invention undergoes annealing (substep B.2 of the method according to the invention) before entering the molten bath, during which it is kept at the annealing temperature for a period of time.
  • the annealing temperature and the annealing duration are coordinated with one another in such a way that there is no redistribution of the Mn segregations.
  • both the transformation temperature and the residual austenite content after cooling are more inhomogeneously distributed compared to hot-rolled flat steel products which, contrary to the provisions of the invention, have been coiled at lower temperatures .
  • the structural areas of the steel substrate in which there is a higher Mn concentration convert more easily and thus retain more austenite after cooling than the microstructural areas in which a lower Mn concentration is present. These convert at higher temperatures or not at all, which means that a higher proportion of the original ferrite is retained there.
  • the inhomogeneity of the Mn distribution in the steel substrate of a completely processed flat steel product according to the invention can be quantified by the total area of the structure of the steel substrate in which there is an Mn concentration (in% by mass) that is more than 15% higher than the mean value of the Mn concentrations in the entire structure of the steel flat product.
  • the sum of the surface fractions of the structure of the steel substrate of a steel flat product according to the invention which have an Mn concentration that is more than 15% higher than the mean value of the Mn concentration in the entire structure is expressed as “X “In a flat steel product according to the invention, X is at least 10%, in particular at least 12%, advantageously at least 15% of the total structure.
  • the area proportions forming the sum X can be evaluated using a WDX measurement, with the Mn concentration typically being over a measuring area of at least 200 x 200 ⁇ m with a step size of 0.5 ⁇ m is determined.
  • the steel of the steel substrate of a steel flat product according to the invention which is present as a hot-rolled steel strip in the course of production according to the invention, is composed as follows:
  • Carbon (C) is present in the steel substrate of a flat steel product according to the invention in contents of 0.04-0.23% by mass.
  • C is an essential element for the formation of martensite and austenite, which are required in order to achieve the strength properties required of a steel flat product according to the invention. So that this effect occurs to a sufficient extent, the steel according to the invention contains at least 0.04% by mass, the desired effect being achieved particularly reliably with C contents of at least 0.07% by mass. Too high a C content would have a negative effect on the welding behavior of the flat steel product.
  • the general rule here is that the weldability of a steel decreases with the level of its C content.
  • the C- Content limited to a maximum of 0.23% by mass, in particular a maximum of 0.20% by mass, with contents of at most 0.17% by mass being able to avoid the negative effects of the presence of C with particular certainty.
  • Si Silicon
  • Si is present in the steel substrate of a flat steel product according to the invention in contents of 0.04-0.54% by mass. Si is required to suppress the formation of pearlite in the structure during annealing, which would have a negative effect on the mechanical properties of the end product. A minimum Si content of 0.04% by mass is required for this. An excessively high Si content also prevents the formation of pearlite during coiling and the associated segregation of Mn in the structure of the steel substrate. Substantial segregation of Mn during coiling is required to achieve a high sum X and the desired mechanical properties. Too high a Si content would also impair the surface quality of a flat steel product according to the invention. For these reasons, the upper limit of the Si content is limited to 0.54 mass%.
  • Aluminum (Al) can optionally be added to the steel substrate of a flat steel product according to the invention in contents of 0.01-1.5% by mass in order to help suppress the formation of pearlite. Even if Al is used in the usual way to deoxidize the melt, the minimum Al content is 0.01% by mass. However, too high an Al content can have a negative effect on the castability of the steel and worsen the coating behavior during hot-dip coating. These negative influences of the presence of Al in the steel of the substrate of a flat steel product according to the invention can be avoided particularly reliably by limiting the Al content to a maximum of 1.0 mass%, in particular a maximum of 0.5 mass%.
  • Manganese (Mn) is present in the steel substrate of a flat steel product according to the invention in contents of 1.4-2.9% by mass. Mn is a mixed crystal element that contributes to the strength of the material. The presence of Mn in the steel of the substrate of a flat steel product according to the invention also stabilizes the austenite in the structure of the substrate.
  • a flat steel product according to the invention is an optimal combination of high tensile strength and high elongation at break as a result of the segregation of Mn in the bead strands of the steel substrate after coiling, which is also then remain intact when the flat steel product for the hot-dip coating has been annealed and has passed through the hot-dip bath.
  • Mn contents of at least 1.4% by mass are required, with regard to the reliability with which the positive influence of Mn on the properties of a flat steel product according to the invention sets, it is favorable if the Mn content is at least 1.5 mass%.
  • the upper limit of the Mn content of the steel substrate of a flat steel product according to the invention is limited to 2.9% by mass, preferably 2.5% by mass, the amount of Mn being added to the properties of a flat steel product according to the invention at Mn contents of up to 2.2 mass% can be used particularly effectively.
  • Chromium (Cr) and molybdenum (Mo) can be added to the steel of the steel substrate of a flat steel product according to the invention as optional elements for increasing strength.
  • Cr and / or Mo increases the formation of martensite compared to pearlite when the flat steel product is cooled from the intercritical area in a continuous coating system. If these effects are to be used, so are for this Contents of Cr and Mo required which total at least 0.02% by mass, in particular at least 0.05% by mass. If the Cr content is too high, however, the risk of pronounced grain boundary oxidation would be increased. Too high a Mo content should also be avoided for reasons of cost.
  • the upper limit of the total content of Cr and Mo is therefore set to 1.4% by mass, preferably 1.0% by mass.
  • Cr and Mo do not necessarily have to occur in combination, but can also be added to the steel alone in the contents of 0.02-1.4% by weight, in particular 0.05-1.0% by weight, specified according to the invention, to achieve the effects explained.
  • particularly beneficial effects result when Cr and Mo are present together in effective contents as long as the sum of these contents is within the limits according to the invention.
  • At least one of the elements titanium (Ti) and vanadium (V) is present as a mandatory component in the steel of the steel substrate of a flat steel product according to the invention in a content of 0.005-0.15% by mass, whereby it is also true here that an optimal effect of these elements occurs, when Ti and V are present together in effective contents.
  • Ti and V are micro-alloy elements that cause fine precipitates to form in steel. Such precipitates prevent the austenite grains from becoming coarser at temperatures which are higher than the Ar1 temperature of the steel, and in this way lead to a refinement of the structure.
  • a finer structure favors the segregation of Mn, which is aimed at according to the invention, during the reeling carried out in the course of the production of a flat steel product according to the invention, because the distance over which Mn diffuses is reduced by the presence of Ti and / or V.
  • Precipitations containing Ti and V also contribute to the strength of a flat steel product according to the invention through dispersion hardening.
  • Ti and V contents of at least 0.005 mass% in total is required. At contents above 0.15% by mass, the presence of Ti and / or V im results. With regard to the properties aimed for according to the invention, there is no longer any particular increase. Rather, Ti and V can be used particularly effectively when the sum of their contents does not exceed 0.1% by mass.
  • the content of niobium (Nb) is limited to less than 0.005% by mass, so that, if niobium is present at all, it is one of the impurities that are technically ineffective. Higher Nb contents would lead to the formation of fine Nb precipitates, which would make them susceptible to cracking during continuous casting or during slab cooling or reheating. Therefore, the Nb content is preferably limited to less than 0.003 mass%, in particular less than 0.002 mass%.
  • Boron (B) can also optionally be added to the steel of the steel substrate of a flat steel product according to the invention in contents of 0.0005-0.005% by mass in order to prevent the formation of ferrite during the cooling from the intercritical range during the production of the flat steel product.
  • B promotes the formation of bainite, which increases strength.
  • a minimum content of 0.0005 mass% B is required for this.
  • too high a B content can lead to undesirable embrittlement. Therefore, according to the invention, the upper limit of the ' B content, if B is added, is set to at most 0.005% by mass, in particular 0.002% by mass.
  • Phosphorus (P) is one of the undesirable but technically generally unavoidable impurities in the steel of the steel substrate of a flat steel product according to the invention and should therefore be as low as possible. P proves particularly unfavorable in terms of weldability. In order to safely avoid its unfavorable influence, the P content is according to the invention to less than 0.02 mass%, preferably less than 0.01 mass%, in particular less than 0.005 mass%.
  • S is also one of the undesirable but technically generally unavoidable impurities in the steel of the steel substrate of a flat steel product according to the invention and should therefore be as low as possible.
  • S leads to the formation of MnS or (Mn, Fe) S, which would have a negative effect on the elongation behavior of a flat steel product according to the invention.
  • the S content is limited according to the invention to less than 0.005% by mass, preferably less than 0.002% by mass.
  • N Nitrogen
  • N is also one of the undesirable, but technically generally unavoidable impurities in the steel of the steel substrate of a flat steel product according to the invention and should therefore be as low as possible.
  • N forms nitrides with aluminum or titanium. In the case of higher N contents, this would lead to coarse precipitations, which could be detrimental to the formability of the flat steel product.
  • the N content is therefore limited to less than 0.01% by mass, preferably less than 0.005% by mass.
  • the upper limit of the Ca content is limited to at most 0.005 mass%, preferably at most 0.002 mass%.
  • Copper (Cu), nickel (Ni), tin (Sn), arsenic (As), cobalt (Co), zircon (Zr), lanthanum (La) and / or cerium (Ce) are alloying elements that also contribute to the impurities of the Steel of the steel substrate of an inventive Flat steel product, the presence of which is undesirable per se.
  • the Cu content in the steel of the steel substrate of a flat steel product according to the invention is at most 0.2% by mass, the Ni content at at most 0.1% by mass, the Sn Content to a maximum of 0.05% by mass, the As content to a maximum of 0.02% by mass, the Co content to a maximum of 0.02% by mass, the Zr content to a maximum of 0.0002% by mass, the La content is limited to a maximum of 0.0002% by mass and the Ce content to a maximum of 0.0002% by mass.
  • Oxygen (O) is also an undesirable impurity, since the presence of larger amounts of O causes oxide deposits that have a negative effect both on the mechanical properties of the flat steel product and on the castability and rollability of the steel on its steel substrate.
  • the oxygen content is therefore limited to at most 0.005% by mass, preferably 0.002% by mass.
  • Hydrogen (H) is also one of the undesirable impurities in the steel of the steel substrate of a flat steel product according to the invention.
  • H is very mobile in interstitial spaces in steel and can lead to tears in the core when it cools down from hot rolling, especially in high-strength steels.
  • the content of H in the steel of the steel substrate of a flat steel product according to the invention is therefore to a maximum of 0.001% by mass, preferably a maximum of 0.0006% by mass, more preferably a maximum of 0.0004% by mass, most preferably a maximum of 0.0002% by mass, reduced.
  • the corrosion protection coating of a flat steel product according to the invention consists in its main part of zinc (Zn) and can otherwise be composed in a conventional manner. Accordingly, in addition to Zn and unavoidable impurities, the corrosion protection layer can contain up to 20% by mass Fe, up to 5% by mass
  • Mg Contain Mg and up to 10% by mass of Al.
  • at least 5% by mass of Fe, at least 1% by mass of Mg and / or at least 1% by mass of Al are provided in order to achieve optimal usage properties of the corrosion protection.
  • steels A - I were melted and cast into slabs, the composition of which is given in Table 1. Contents of an alloy element that are so low that they are “0” in the technical sense, that is, so low that they have no influence on the properties of the steel, are listed in Table 1 by the entry designated.
  • the slabs were thoroughly heated in a preheating furnace in which a preheating temperature VT prevailed.
  • the preheated slabs were then hot-rolled in a conventional manner into hot-rolled steel strips W1-W35, the hot-rolling having been terminated at a final rolling temperature ET.
  • the hot-rolled steel strips W1-W35 obtained in this way have, starting from a coiling temperature HT, been reeled into a coil in an equally conventional manner. For this purpose, if necessary, they have been cooled in a conventional manner to the reel temperature HT prior to reeling.
  • one of the combinations I-VIII given in Table 2 is required in the production of the hot-rolled steel strips W1-W35, which each consisted of one of the steels A-I of preheating furnace temperature VT, hot rolling end temperature ET and coiling temperature HT.
  • the preheating furnace temperatures VT, hot rolling end temperatures ET and coiling temperatures HT associated with each of the combinations I - VIII are given in Table 2.
  • Those preheating furnace temperatures VT, hot rolling end temperatures ET and coiling temperatures HT which in each case did not correspond to the requirements of the invention, are emphasized by underlining.
  • the hot-rolled steel strips W1 - W35 After cooling in the coiler, the hot-rolled steel strips W1 - W35 have been coated with a Zn-based corrosion protection layer by hot-dip coating. For this purpose, they were each subjected to one of six variants a - f of an annealing treatment and a melt application, in which they were heated in a preheating stage at a heating rate HR to an annealing temperature GT, at which they were then annealed for an annealing period of 40 s to 100 s have been held. The hot-rolled steel strips W1-W35 were then cooled at a cooling rate KR1 to a bath inlet temperature BET which was the same as the bath temperature of the melt bath through which the hot strips were passed after the respective annealing treatment a-f.
  • the molten bath consisted of at least 99% Zn by mass.
  • the now finished steel flat products emerging from the molten bath and produced on the basis of the hot-rolled steel strips W1 - W35 were then cooled to room temperature at a cooling rate KR2 Annealing treatment and the parameters associated with the melt application: heating rate HR, annealing temperature GT, cooling rate KR1, bath inlet temperature BET and cooling rate KR2 are shown in Table 3.
  • the slab was heated with a preheating temperature VT that was too low, so that the slab was not completely annealed. As a result, the alloying elements and the manufacturing process did not affect the mechanical properties.
  • the hot-rolled steel strip W3 contains too little Mn, so that Mn has not segregated to a sufficient extent in the pearl cords of the hot-rolled strip structure. This led to a lower residual austenite content and therefore to a relatively low elongation at break A80 of the flat steel product produced from the hot-rolled steel strip W3. As a result, parameter B was below 31 there.
  • the GT set was too low, so that the structure was not completely recrystallized. This resulted in a low austenite content in the structure of the steel substrate of the flat steel product obtained and therefore in a low elongation at break A80.

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Abstract

Die Erfindung stellt ein warmgewalztes, > 1,5 mm dickes Stahiflachprodukt zur Verfügung, das sich bei optimierten mechanischen Eigenschaften besonders gut für den Auftrag einer Korrosionsschutzschicht auf Zn-Basis durch Schmelztauchbeschichten eignet. Hierzu besteht das Stahiflachprodukt aus, in Masse-%, C: 0,04 - 0,23 %, Si: 0,04 - 0,54 %, Mn: 1,4 - 2,9 %, Ti + V, wobei für die Summe %Ti+%V der Gehalte an Ti und V gilt: 0,005 % < %Ti+%V < 0,15 %, sowie jeweils optional ein Element oder mehrere der Elemente der Gruppe „AI, Cr, Mo, B" mit Gehalten, die, sofern vorhanden, wie folgt bemessen sind: AI: 0,01 - 1,5 %, Summe %Cr+%Mo der Gehalte an Cr und M: 0,02 < %Mo+%Cr < 1,4 %, B: 0,0005 - 0,005 %, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei zu den unvermeidbaren Verunreinigungen < 0,02 % P, < 0,005 % S, < 0,01 % N und < 0,005 % Nb zählen. Das Gefüge des Stahlflachprodukts besteht aus, in Flächen-%, in Summe 50 - 90 % Ferrit und bainitischem Ferrit, 5 - 50 % Martensit, 2 - 15 % Restaustenit und < 10 % sonstigen Gefügebestandteilen. Gleichzeitig besitzt das Stahiflachprodukt eine Streckgrenze Rp0,2 > 290 MPa, eine Zugfestigkeit Rm > 490 MPa und eine Bruchdehnung A80, die sich gemäß folgender Formel (1) bestimmt: A80 [%] = B - Rm / 37 mit 31 < B < 51. Auf mindestens eine Oberfläche des Stahlflachprodukts ist eine Zn- Beschichtung durch Schmelztauchbeschichten aufgetragen. Die Erfindung nennt auch ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.

Description

WARMGEWALZTES STAHLFLACHPRODUKT UND VERFAHREN ZU
SEINER HERSTELLUNG
Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, das ein Stahlsubstrat und eine darauf durch Schmelztauchbeschichten aufgetragene Korrosionsschutzschicht auf Zink umfasst.
Darüber hinaus betrifft die Erfindung ein Verfahren zum Hersteilen eines solchen Stahlflachprodukts.
Als „Stahlflachprodukte“ werden im vorliegenden Text Walzprodukte verstanden, deren Länge und Breite jeweils wesentlich größer sind als ihre Dicke. Hierzu zählen insbesondere Stahlbänder und Stahlbleche.
Im vorliegenden Text sind, soweit nicht explizit etwas anderes vermerkt ist, Angaben zu den Gehalten von Legierungsbestandteilen stets in Masse-% gemacht.
Die Anteile von bestimmten Bestandteilen am Gefüge des Stahlsubstrats eines Stahlflachprodukts sind in Flächen-% angegeben, soweit nichts anderes vermerkt ist.
Als „Verunreinigungen“ einer Stahl-, Zink- oder sonstigen Legierung werden im vorliegenden Text technisch unvermeidbare Stahlbegleiter bezeichnet, die bei der Erzeugung in den Stahl gelangen oder aus ihm nicht vollständig entfernt werden können, deren Gehalte jedoch in jedem Fall so gering sind, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls haben. Die Bildanalyse zur quantitativen Gefügebestimmung erfolgt lichtoptisch mittels Lichtmikroskopie ("LOM") mit 200- bis 2.000-facher und mit einem Rasterelektronenmikroskop ("REM") mit 2.000- bis 20.000-facher Vergrößerung.
Die Verteilung des Mangans (Mn) im Gefüge des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist durch wellenlängendispersive Röntgenmikrobereichsanalyse (WDX) des Gefüges ermittelt worden, die beispielsweise von Reimer L. (1998) in „Elemental Analysis and Imaging with X- Rays“ erschienen in Scanning Electron Microscopy, Springer Series in Optica! Sciences, Vol. 45. Springer, Berlin, Heidelberg, beschrieben worden ist.
Die hier erwähnten Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, wie Zugfestigkeit Rm, Streckgrenze Rp0,2, Gleichmaßdehnung Ag, Dehnung A50 und Dehnung A80 von Stahlflachprodukten wurden im Zugversuch nach DIN-EN 6892-1:2017 ermittelt, sofern nichts anderes vermerkt ist.
Hochbelastete Personen- und Lastkraftwagen-Bauteile, wie Crashstrukturen und Fahrwerke von Automobilkarosserien, erfordern ein feuerverzinktes Stahlblech mit einer Dicke von mehr als 1,5 mm und einer Zugfestigkeit von mehr als 590 MPa.
Häufig werden für die Herstellung solcher Bauteile warmgewalzte Stahlflachprodukte verwendet, die aus Complexphasenstählen (CP-W) bestehen, deren Gefüge größtenteils aus Bainit besteht. CP-W Stähle leiden aber an einer relativ geringeren Verformbarkeit, welche die Auslegung von geometrisch komplexen Bauteilen verhindert.
Dualphasenstähle (DP), welche aus einer Kombination von harten (z.B. Martensit bzw. Bainit) und weichen (z.B. Ferrit) Phasen bestehen, eignen sich für komplexe Bauteile aufgrund ihrer Kombination von hoher Festigkeit und guter Verformbarkeit. Kaltgewalzte Dualphasenstähle (DP-K) mit Dicken von mehr als 1 ,5 mm haben jedoch eine höhere Empfindlichkeit für Oberflächendefekte, wie unverzinkte Stellen. Deswegen ist die maximale Blechdicke von feuerverzinkten DP-K Stählen in der Regel auf 2 mm beschränkt.
Die direkte Verzinkung von warmgewalzten Dualphasenstählen (DP-W) ist ebenfalls nicht ausführbar. Zur Verzinkung muss das Blech auf Temperaturen von mehr als 460 °C (die Zinkbadtemperatur) aufgeheizt werden. Bei diesen Temperaturen wird jedoch der harte Bestandteil des Gefüges, insbesondere Martensit, angelassen, womit die DP-Charakteristika verloren gehen.
Eine Möglichkeit wäre, das Glühen und anschließend die Verzinkung eines Warmbands in einer Feuerbeschichtungsanlage mit einem DP-K typischen Glühzyklus (d.h. teilweise Austenitisierung im interkritischen Temperaturbereich, also in dem zwischen der Ac1- und der Ac3-T emperatur des jeweiligen Stahls liegenden Temperaturbereich, in dem a- und g-Fe im Gleichgewicht entstehen) durchzuführen. Dieses Vorgehen ähnelt dem Fertigungsprozess eines DP-K-Stahls mit Ausnahme des Kaltwalzschritts. Hier besteht aber das Risiko, das das Auslassen des Kaltwalzschritts zu schlechteren mechanischen Eigenschaften im Vergleich zu denen eines DP-K- Stahls führt.
Aus der DE 102012013 113 A1 ist ein hochfester Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten von 580 MPa bekannt. Der Stahl soll vorzugsweise ein Dualphasengefüge aufweisen und es ermöglichen, kalt- oder warmgewalzte Stahlbänder mit verbesserten Umformeigenschaften zu erzeugen, aus denen sich insbesondere Teile für den Fahrzeugleichtbau herstellen lassen. Der bekannte Mehrphasenstahl besteht hierzu aus, in Masse-%, 0,075 % ≤ C ≤ 0,105 %, 0,600 % ≤ Si ≤ 0,800 %, 1 ,000 % ≤ Mn ≤ 2,250 %, 0,280 % ≤ Cr ≤ 0,480 %, 0,010 % ≤ AI ≤ 0,060 %, ≤ 0,020 % P, ≤ 0,0100 % N, ≤ 0,0150 % S und als Rest aus Eisen sowie Verunreinigungen. Ein weiterer hochfester Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580 MPa ist der aus der DE 102012006017 A1 bekannte Stahl. Auch dieser soll vorzugsweise ein Dualphasengefüge aufweisen und sich für die Erzeugung von kalt- oder warmgewalzten Stahlbändern eignen, die gute Umformeigenschaften aufweisen. Als solche sollen sich aus diesen Stahlbänder insbesondere Teile für den Fahrzeugleichtbau formen lassen. Zu diesem Zweck besteht der bekannte Stahl aus, in Masse-%, 0,075 % ≤ C ≤ 0,105 %; 0,200 % ≤ Si ≤ 0,300 %, 1,000 % ≤ Mn ≤ 2,000 %, 0,280 % ≤ Cr ≤ 0,480 %, 0,010 % ≤ Al ≤ 0,060 %, bis zu 0,020 % P, 0,005 % ≤ Nb ≤ 0,025 %, bis zu 0,0100 % N, bis zu 0,0050 % S und als Rest aus Eisen und technisch unvermeidbaren Verunreinigungen.
Auch der aus der DE 102013013067 A1 bekannte Stahl gehört zum Typus der voranstehend erläuterten bekannten Mehrphasenstähle, die vorzugsweise ein Dualphasengefüge aufweisen und sich zu kalt- oder warmgewalztem Stahlband mit verbesserten Umformeigenschaften eignen sollen. Dabei soll dieser bekannte Stahl ein Streckgrenzenverhältnis von maximal 73 % aufweisen und aus, in Masse-%, 0,075 % ≤ C ≤ 0,105 %, 0,600 % ≤ Si ≤ 0,800 %, 1 ,000 % ≤ Mn ≤ 1 ,900 %, 0,100 % ≤ Cr ≤ 0,700 %, 0,010 % ≤ AI ≤ 0,060 %, 0,0020 % ≤ N ≤ 0,0120 %, ≤ 0,0030 % S, 0,005 % ≤ Nb ≤ 0,050 %,
0,005 % ≤ Ti ≤ 0,050 %, 0,0005 % ≤ B ≤ 0,0040 %, ≤ 0,200 % Mo, ≤ 0,040 % Cu, ≤ 0,040 % Ni und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen bestehen.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik hat sich die Aufgabe ergeben, ein Stahlflachprodukt zu entwickeln, das nicht nur optimierte mechanische Eigenschaften besitzt, sondern sich auch besonders gut für den Auftrag einer Korrosionsschutzschicht auf Zn-Basis durch Schmelztauchbeschichten eignet. Die Erfindung hat diese Aufgabe durch ein Stahlflachprodukt gelöst, das mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale besitzt.
Darüber hinaus sollte die Erfindung ein Verfahren angeben, mit dem die Erzeugung von erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukten betriebssicher gelingt.
Zur Lösung dieser Aufgabe hat die Erfindung das in Anspruch 8 angegebene Verfahren vorgeschlagen. Es versteht sich dabei von selbst, dass bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens der Fachmann nicht nur die in den Ansprüchen erwähnten und hier erläuterten Verfahrensschritte absolviert, sondern auch alle sonstigen Schritte und Tätigkeiten ausführt, die bei der praktischen Umsetzung derartiger Verfahren im Stand der Technik regelmäßig durchgeführt werden, wenn sich hierzu die Notwendigkeit ergibt.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden wie der allgemeine Erfindungsgedanke nachfolgend im Einzelnen erläutert.
Die Erfindung stellt somit ein warmgewalztes Stahlflachprodukt zur Verfügung, das ein Stahlsubstrat und eine darauf durch Schmelztauchbeschichten aufgetragene Korrosionsschutzschicht auf Basis von Zink (Zn) umfasst.
Der Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht dabei aus, in Masse-%,
C: 0,04 - 0,23 %,
Si: 0,04 - 0,54 %,
Mn: 1,4 - 2,9 %,
Ti + V, wobei für die Summe %Ti+%V der Gehalte an Ti und V gilt:
0,005 % ≤ %Ti+%V ≤ 0,15 %, sowie jeweils optional ein Element oder mehrere der Elemente aus der Gruppe „AI, Cr, Mo, B“ mit der Maßgabe, dass ihre Gehalte, sofern vorhanden, wie folgt bemessen sind:
AI: 0,01 - 1,5 %
Summe der Gehalte an Cr + Mo: 0,02 - 1 ,4 %
B: 0,0005 - 0,005
. und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei zu den unvermeidbaren Verunreinigungen weniger als 0,02 % P, weniger als 0,005 S, weniger als 0,01 % N und weniger als 0,005 % Nb zählen.
Dabei ist das Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens 1 ,5 mm dick und weist ein Gefüge auf, das aus, in Flächen-%, in Summe 50 - 90 % Ferrit und bainitischem Ferrit, 5 - 50 % Martensit, 2 - 15 % Restaustenit und bis zu 10 % herstellungsbedingt unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen besteht.
Gleichzeitig besitzt ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt eine Streckgrenze Rp0,2 von mindestens 290 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 490 MPa und eine Bruchdehnung A80, die sich gemäß folgender Formel (1) bestimmt:
A80 [%] = B - Rm / 37 mit 31 ≤ B ≤ 51.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt lässt sich erzeugen, indem mindestens folgende Arbeitsschritte durchlaufen werden:
A) Erzeugen eines warmgewalzten, in Form eines Stahlbands vorliegenden Stahlsubstrats in mindestens folgenden Teilschritten:
A.1) Erschmelzen eines nach Maßgabe der Erfindung zusammengesetzten Stahls; A.2) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt, bei dem es sich um eine Bramme oder Dünnbramme handelt;
A.3) Vorwärmen des Vorprodukts bei einer Vorwärmtemperatur, die mindestens 1150 °C und höchstens 1350 °C beträgt;
A.4) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlband, wobei die Endtemperatur des Warmwalzens mindestens 840 - 980 °C und die Dicke des warmgewalzten Stahlbands 1,5 - 10 mm beträgt;
A.5) Abkühlen des warmgewalzten Stahlbands auf eine Haspeltemperatur, die 510 - 640 °C beträgt;
A.6) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten warmgewalzten
Stahlbands.
B) Beschichten des in Form eines warmgewalzten Stahlbands vorliegenden Stahlsubstrats mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Basis von Zink in mindestens folgenden, im kontinuierlichen Durchlauf absolvierten Teilschritten:
B.1) optionales Beizen des warmgewalzten Stahlbands;
B.2) Aufheizen des warmgewalzten Stahlbands mit einer Aufheizrate von 0,5 - 100 °C/s auf eine Glühtemperatur von 750 - 950 °C und Halten des warmgewalzten Stahlbands bei der Glühtemperatur über eine Glühdauer von 10 - 1000 s;
B.3) Abkühlen des warmgewalzten Stahlbands mit einer Abkühlrate von 0,5 - 100 °C/s auf eine Badeintrittstemperatur BET, für die gilt BT ≤ BET ≤ (BT + 20 °C), wobei mit BT die Temperatur des Zinkschmelzenbades bezeichnet ist, welche 450 - 480 °C beträgt; B.4) Durchleiten des auf die Badeintrittstemperatur BET abgekühlten warmgewalzten Stahlbands durch das Zinkschmelzenbad, welches aus bis zu 5 Masse-% Mg, bis zu 10 Masse-% AI, Rest Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;
B.5) Abkühlen des erhaltenen Stahlflachprodukts mit einer 0,5 - 100 pC/s betragenden Abkühlrate;
B.6) Optionales Dressierwalzen des Stahlflachprodukts mit einem Dressiergrad von 0,3 - 2,0 %.
Eine Vorwärmtemperatur von mindestens 1150 °C ist im Arbeitsschritt A.1 erforderlich, um das Gefüge des Vorprodukts vollständig zu homogenisieren.
Bei niedrigeren Temperaturen würde die Mikrostruktur des Vorprodukts auf das anschließend erzeugte Warmband vererbt, so dass die erfindungsgemäß angestrebten Mn-Seigerungen nicht gebildet werden könnten. Ebenfalls würden bei niedrigeren Vorwärmtemperaturen die Legierungselemente in Ausscheidungen gebunden bleiben, so dass sich deren Wirkungen auf die mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nicht entfalten könnten.
Eine Warmwalzendtemperatur von mindestens 840 °C ist erforderlich, um das erfindungsgemäß legierte Vorprodukt betriebssicherzu einem warmgewalzten Stahlband walzen zu können. Bei niedrigeren Warmwalzendtemperaturen würden die Walzkräfte zu hoch und damit einhergehend die Gefahr von Beschädigung der Walzen der zum Warmwalzen eingesetzten Walzgerüste unverhältnismäßig steigen. Um diese Risiken zu minimieren, kann eine Warmwalzendtemperatur von mindestens 880 °C vorgesehen sein. Die Warmwalzendtemperatur sollte 980 °C nicht übersteigen, da oberhalb dieser Obergrenze liegende Warmwalzendtemperaturen in der Praxis nicht realisierbar sind. Das erfindungsgemäß warmgewalzte Stahlband muss mindestens 1 ,5 mm dick sein, damit die erfindungsgemäß angestrebten Mn-Seigerungen im Gefüge nach dem Warmwalzen entstehen können. Bei geringeren Banddicken würde das warmgewalzte Stahlband während des Warmwalzens zu starke Verformungen erfahren, die wiederum eine hier unerwünschte Homogenisierung der Mn-Verteilung im Gefüge des warmgewalzten Stahibands nach sich ziehen würden. Ein Stahlband mit einer Dicke von mehr als 10 mm kann für den vorgesehenen Verwendungszweck nicht verwendet werden.
Daher ist die maximale Banddicke auf 10 mm beschränkt.
Die Haspeltemperatur, bei der das warmgewalzte Stahlband, welches das Stahlsubstrat des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bildet, gehaspelt wird, beträgt mindestens 510 °C um die Entstehung von Mn-Seigerungen während der Abkühlung des warmgewalzten Stahlbands im Coil zu sichern. Höhere Haspeltemperaturen können diesen Vorgang begünstigen, so dass Haspeltemperaturen von mindestens 530 °C, insbesondere mindestens 550 °C, besonders vorteilhaft sind. Bei zu niedrigen Haspeltemperaturen würde sich eine hier unerwünscht homogene Mn-Verteilung ergeben, mit der die erfindungsgemäß angestrebten mechanischen Eigenschaften nicht erreicht würden. Eine zu hohe Haspeltemperatur würde die Gefahr einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation auslösen. Um dies zu verhindern, ist die Haspeltemperatur auf 640 °C, bevorzugt 620 °C, beschränkt.
Nach der Abkühlung im Coil kann das warmgewalzte Stahlband erforderlichenfalls in konventioneller Weise gebeizt werden, um auf dem Stahlband vorhandenen Zunder zu entfernen oder die Oberfläche des Stahlbands für die nachfolgend absolvierten Arbeitsschritte vorzubereiten.
Für die Schmelztauchbeschichtung wird das warmgewalzte Stahlband zunächst in einer Vorwärmestufe mit einer Aufheizrate von 0,5 - 100 °C pro Sekunde auf eine Glühtemperatur erwärmt. Die Aufheizrate muss innerhalb dieses Fensters liegen, um eine ausreichende Umwandlung des Gefüges, insbesondere seine vollständige Rekristallisation, zu sichern. Aus demselben Grund ist eine Glühtemperatur von 750 - 950 °C und eine Haltezeit 10 - 1000 Sekunden erforderlich. Bei zu niedrigen Glühtemperaturen oder zu kurzen Haltezeiten würde das Gefüge nicht vollständig rekristallisiert mit der Folge, dass bei der anschließenden Abkühlung nicht genügend Austenit zur Verfügung stünde, um den angestrebten Martensitanteil des Gefüges zu bilden. Auch hätte ein unrekristallisiertes Stahlsubstrat eine ausgeprägte Anisotropie der mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zur Folge.
Die Abkühlung von der Glühtemperatur auf die Zinkbadeintrittstemperatur BET erfolgt ebenfalls mit einer Abkühlrate von 0,5 bis 100 °C pro Sekunde. Die Badeintrittstemperatur BET ist dabei mindestens gleich und höchstens um 20 °C höher als die Schmelzenbadtemperatur, um zu verhindern, dass sich die Schmelzenbadtemperatur durch den Eintrag des warmgewalzten Stahlbands wesentlich verändert.
Optional kann sich an die Schmelztauchbeschichtung eine weitere Wärmebehandlung („Galvannealing“) anschließen, bei der das schmelztauchbeschichtete Stahlflachprodukt auf bis zu 550 °C erwärmt wird, um die zuvor aufgetragene Korrosionsschutzschicht einzubrennen.
Entweder unmittelbar nach dem Austritt aus dem Zinkbad oder im Anschluss an die zusätzliche Wärmebehandlung wird das erhaltene Stahlflachprodukt mit einer Abkühlrate von 0,5 - 100 °C/s auf Raumtemperatur abgekühlt.
Das so erzeugte Stahlflachprodukt kann optional noch einem konventionellen Dressierwalzen unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit zu optimieren. Der dabei eingestellte Dressiergrad beträgt typischerweise mindestens 0,3 % und höchstens 2,0 %, wobei Dressiergrade von mindestens 0,5 % sich als besonders praxisgerecht herausgestellt haben. Ein Dressiergrad von weniger als 0,3 % führt zu einer zu niedrigeren Oberflächenrauheit der Korrosionsschutzschicht, welche einen negativen Einfluss auf die Umformbarkeit des Stahlflachprodukts hätte. Bei einem Dressiergrad von mehr als 2,0 % wird die Streckgrenze Rp0,2 erhöht und die Bruchdehnung A80 reduziert, so dass eine Bruchdehnung gemäß Formel 1 nicht erzielt werden könnte.
Überraschend hat sich herausgestellt, dass ein Stahlflachprödukt, das ein erfindungsgemäß legiertes, ein erfindungsgemäßes Gefüge aufweisendes Stahlsubstrat umfasst, im warmgewalzten Zustand hohe Bruchdehnungswerte erreicht, die vergleichbar sind mit den Bruchdehnungen A80, die konventionell kaltgewalzte Stahlflachprodukte der eingangs erläuterten Art aufweisen („DP-K Stähle“), welche ähnliche Festigkeiten aufweisen. So können in der Praxis regelmäßig Bruchdehnungswerte A80 erreicht werden, für die der Parameter B in Formel (1) mindestens im Bereich 31 - 51, bevorzugt 36 - 46, liegt.
Die Kombination aus hohen Festigkeits- und hohen Bruchdehnungswprten ergibt sich aus dem im Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorhandenen Anteil von 2 - 15 Flächen-% Restaustenit, wobei regelmäßig Restaustenitanteile von mindestens 5 Flächen-% im Gefüge des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorliegen und sich positiv auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirken. Die im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt feststellbaren Restaustenitgehalte sind damit deutlich höher als bei einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt mit vergleichbarer Legierung.
Nach den Erkenntnissen der Erfindung ist das Vorhandensein größerer Restaustenitanteile im Gefüge eine Folge der Vererbung von Mn-Seigerungen, die im erfindungsgemäß warmgewalzten Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorhanden sind und über die Glühbehandlung erhalten bleiben, die das Stahlflachprodukt für seine Schmelztauchbeschichtung durchläuft. So konnte gezeigt werden, dass bei der erfindungsgemäßen Art und Weise der Erzeugung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nach dem Haspeln (Teilschritt A.6 des erfindungsgemäßen Verfahrens) und vor dem Schmelztauchbeschichten (Arbeitsschritt B des erfindungsgemäßen Verfahrens) das warmgewalzte Stahlsubstrat ein sehr anisotropes und inhomogenes Gefüge mit einem hohen Perlitgehalt aufweist, welcher in zeiliger Form vorliegt. Wellenlängendispersive Röntgenmikrobereichsanalysen (WDX) des Gefüges haben dabei ergeben, dass Mn in den Perlitzeilen seigert und die Mn-Seigerungen nach dem Haspeln und vor dem Schmelztauchbeschichten in einer sehr anisotropen und inhomogenen Verteilung vorliegen.
Bei der im kontinuierlichen Durchlauf erfolgenden Schmelztauchbeschichtung durchläuft das Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vor dem Eintritt in das Schmelzenbad eine Glühung (Teilschritt B.2 des erfindungsgemäßen Verfahrens), während der es über eine Zeitdauer auf der Glühtemperatur gehalten wird. Die Glühtemperatur und die Glühdauer sind dabei erfindungsgemäß so aufeinander abgestimmt, dass es zu keiner Umverteilung der Mn-Seigerungen kommt. Daher liegt auch beim fertig schmelztauchbeschichteten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt im Stahlsubstrat trotz der für die Vorbereitung des Zn-Korrosionsschutzüberzugs erforderlichen Glühbehandlung eine anisotrope und inhomogene Mn-Verteilung vor, die als solche vom nach dem Haspeln des warmgewalzten Stahlsubstrats des Stahlflachprodukts vorhandenen Endgefüge „geerbt“ worden ist.
Weil Mn sehr stark zur Stabilität des Austenits bei der Glühung im interkritischen Bereich beiträgt, sind sowohl die Umwandlungstemperatur, als auch der Restaustenitgehalt nach der Abkühlung im Vergleich zu warmgewalzten Stahlflachprodukten, die abweichend von der Maßgabe der Erfindung bei niedrigeren Temperaturen gehaspelt worden sind, inhomogener verteilt. Bei einem erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukt wandeln die Gefügebereiche des Stahlsubstrats, in denen eine höhere Mn-Konzentration vorliegt, leichter und behalten damit mehr Austenit nach der Abkühlung als die Gefügebereiche, in denen eine niedrigere Mn-Konzentration vorliegt. Diese wandeln bei höheren Temperaturen oder gar nicht um, wodurch dort ein höherer Anteil des ursprünglichen Ferrits erhalten bleibt. Die Inhomogenität der Mn-Verteilung im Stahlsubstrat eines fertig prozessierten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lässt sich durch den Gesamtflächenanteil des Gefüges des Stahlsubstrats quantifizieren, in dem eine Mn-Konzentration (in Masse-%) vorliegt, die um mehr als 15 % höher ist als der Mittelwert der Mn-Konzentrationen im gesamten Gefüge des Stahlflachprodukts, Die Summe der Flächenanteile des Gefüges des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, die eine Mn- Konzentration aufweisen, die mehr als 15% höher ist als der Mitelwert der Mn- Konzentration im gesamten Gefüge, wird als „X“ bezeichnet, ln einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt beträgt X mindestens 10 %, insbesondere mindestens 12 %, vorteilhafterweise mindestens 15 % des Gesamtgefüges, Die die Summe X bildenden Flächenanteile können anhand einer WDX-Messung ausgewertet werden, wobei typischerweise die Mn- · Konzentration über eine Messfläche von mindestens 200 x 200 μm mit einer Schrittweite von 0,5 μm bestimmt wird.
Der Stahl des im Zuge der erfindungsgemäßen Erzeugung als warmgewalztes Stahlband vorliegenden Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist wie folgt zusammengesetzt:
Kohlenstoff (C) ist im Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,04 - 0,23 Masse-% vorhanden. C ist ein wesentliches Element für die Bildung von Martensit und Austenit, welche benötigt werden, um die von einem erfindungsgemäßen Stahlfiachprodukt geforderten Festigkeitseigenschaften zu erreichen. Damit diese Wirkung in ausreichendem Maße eintritt, enthält der erfindungsgemäße Stahl mindestens 0,04 Masse-%, wobei die gewünschte Wirkung bei C-Gehalten von mindestens 0,07 Masse-% besonders sicher erreicht wird. Ein zu hoher C-Gehalt würde sich negativ auf das Schweißverhalten des Stahlflachprodukts auswirken. Generell gilt hier, dass die Schweißbarkeit eines Stahls mit der Höhe seines C- Gehalts abnimmt. Um negative Einflüsse des C-Gehalts auf seine Verarbeitbarkeit zu vermeiden, ist daher beim erfindungsgemäßen Stahl der C- Gehalt auf höchstens 0,23 Masse-%, insbesondere höchstens 0,20 Masse-%, beschränkt, wobei sich bei Gehalten von höchstens 0,17 Masse-% die negativen Auswirkungen der Anwesenheit von C besonders sicher vermeiden lassen.
Silizium (Si) ist im Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,04 - 0,54 Masse-% vorhanden. Si wird benötigt, um die Entstehung von Perlit im Gefüge während des Glühens zu unterdrücken, welches eine negative Wirkung auf die mechanischen Eigenschaften des Endprodukts hätte. Hierfür ist ein minimaler Gehalt von 0,04 Masse-% Si erforderlich. Ein zu hoher Si-Gehalt verhindert darüber hinaus auch die Bildung von Perlit während des Haspelns und damit einhergehend die Seigerung von Mn im Gefüge des Stahlsubstrats. Eine wesentliche Seigerung von Mn während des Haspelns ist zur Erreichung einer hohen Summe X und der erwünschten mechanischen Eigenschaften erforderlich. Ein zu hoher Si-Gehalt würde ebenfalls die Oberflächenqualität eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beeinträchtigen. Aus diesen Gründen ist die Obergrenze des Si-Gehalts auf 0,54 Masse-% begrenzt.
Aluminium (AI) kann dem Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts optional in Gehalten von 0,01 - 1,5 Masse-% zugegeben werden, um zur Unterdrückung der Bildung von Perlit beizutragen. Auch dann, wenn AI in üblicher Weise zur Desoxidation der Schmelze verwendet wird, ergibt sich ein minimaler Al-Gehalt von 0,01 Masse-%. Ein zu hoher Al-Gehalt kann sich jedoch negativ auf die Gießbarkeit des Stahls auswirken und das Beschichtungsverhalten bei der Schmelztauchbeschichtung verschlechtern. Diese negativen Einflüsse der Anwesenheit von AI im Stahl des Substrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts können dadurch besonders sicher vermieden werden, dass der Al-Gehalt auf höchstens 1 ,0 Masse-%, insbesondere höchstens 0,5 Masse-%, beschränkt wird. Mangan (Mn) ist im Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 1,4 - 2,9 Masse-% vorhanden. Mn ist ein Mischkristallelement, welches zur Festigkeit des Materials beiträgt. Durch die Anwesenheit von Mn im Stahl des Substrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird zudem der Austenit im Gefüge des Substrats stabilisiert. Die Besonderheit des erfindungsgemäßen Legierungskonzepts in Kombination mit der erfindungsgemäßen Erzeugung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht dabei darin, dass ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt eine optimale Kombination aus hoher Zugfestigkeit und hoher Bruchdehnung als Folge der Seigerung von Mn in den Perlitzeilen des Stahlsubstrats nach dem Haspeln ist, welche auch dann noch erhalten bleiben, wenn das Stahlflachprodukt für die Schmelztauchbeschichtung geglüht worden ist und das Schmelztauchbad durchlaufen hat. Damit Mn sich in ausreichendem Maße in den Perlitzeilen durch Seigerung anreichert, sind Mn-Gehaite von mindestens 1,4 Masse-% erforderlich, wobei es sich im Hinblick auf die Zuverlässigkeit, mit der sich der positive Einfluss von Mn auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts einstellt, günstig ist, wenn der Mn- Gehalt mindestens 1,5 Masse-% beträgt. Eine zu hohe Mn-Konzentration würde sich jedoch ebenfalls negativ auf die Schweißbarkeit auswirken. Daher ist die Obergrenze des Mn-Gehalts des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf 2,9 Masse-%, bevorzugt 2,5 Masse-%, beschränkt, wobei sich der Betrag von Mn zu den Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei Mn-Gehalten von bis zu 2,2 Masse-% besonders effektiv nutzen lässt.
Chrom (Cr) und Molybdän (Mo) können dem Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts als optionale Elemente zur Festigkeitssteigerung zugegeben werden. Zudem steigert die Anwesenheit von Cr und/oder Mo die Bildung von Martensit gegenüber Perlit bei der Abkühlung des Stahlflachprodukts vom interkritischen Bereich in einer kontinuierlichen Beschichtungsanlage. Sollen diese Effekte genutzt werden, so sind hierfür Gehalte an Cr und Mo erforderlich, die in Summe mindestens 0,02 Masse-%, insbesondere mindestens 0,05 Masse-%, betragen. Bei zu hohen Gehalten an Cr würde jedoch die Gefahr einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation erhöht. Ein zu hoher Mo-Gehalt ist ebenfalls aus Kostengründen zu vermeiden. Um die Wirkungen von Cr und Mo im Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts effektiv nutzen zu können, wird daher die Obergrenze des Gesamtgehalts an Cr und Mo auf 1,4 Masse-%, bevorzugt 1 ,0 Masse-%, gesetzt. Dabei müssen Cr und Mo nicht notwendig in Kombination auftreten, sondern können jeweils auch alleine dem Stahl in den erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalten von 0,02 - 1,4 Masse-%, insbesondere 0,05 - 1 ,0 Masse-%, zugegeben werden, um die erläuterten Effekte zu erzielen. Jedoch ergeben sich besonders günstige Wirkungen, wenn Cr und Mo gemeinsam in jeweils wirksamen Gehalten vorliegen, solange die Summe dieser Gehalte in den erfindungsgemäßen Grenzen liegt.
Mindestens eines der Elemente Titan (Ti) und Vanadium (V) ist als Pflichtbestandteil im Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,005 - 0,15 Masse-% vorhanden, wobei auch hier gilt, dass eine optimale Wirkung dieser Elemente dann eintritt, wenn Ti und V jeweils gemeinsam in jeweils wirksamen Gehalten vorhanden sind. Ti und V sind Mikrolegierungselemente, die die Bildung von feinen Ausscheidungen im Stahl bewirken. Solche Ausscheidungen verhindern die Vergröberung der Austenitkörner bei Temperaturen, die höher sind als die Ar1- Temperatur des Stahls, und führen auf diese Weise zur Verfeinerung des Gefüges. Ein feineres Gefüge begünstigt die erfindungsgemäß angestrebte Seigerung von Mn während des im Zuge der Erzeugung eines erfindüngsgemäßen Stahlflachprodukts durchgeführten Haspelns, weil die Distanz, über die Mn diffundiert, durch die Anwesenheit von Ti und/oder V reduziert wird. Ti- und V-haltige Ausscheidungen tragen zudem durch Dispersionshärten zur Festigkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei. Um diese Wirkungen von Ti und V zu erzielen, sind Ti- und/oder V-Gehalte von in Summe mindestens 0,005 Masse -% erforderlich. Bei Gehalten oberhalb von 0,15 Masse -% ergibt sich durch die Anwesenheit von Ti und/oder V im . Hinblick auf die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschaften keine besondere Steigerung mehr. Vielmehr lassen sich Ti und V dann besonders effektiv nutzen, wenn die Summe ihrer Gehalte höchstens 0,1 Masse -% beträgt.
Der Gehalt an Niob (Nb) ist erfindungsgemäß auf weniger als 0,005 Masse-% beschränkt, so dass, sofern Niob überhaupt vorhanden ist, es zu den Verunreinigungen gehört, die technisch unwirksam sind. Höhere Nb-Gehalte würden zur Bildung von feinen Nb-Ausscheidungen führen, die eine Anfälligkeit für Rissbildung beim Stranggießen oder bei der Brammenabkühlung oder — Wiedererwärmung mit sich bringen würden. Daher ist der Nb-Gehalt bevorzugt auf weniger als 0,003 Masse-%, insbesondere weniger als 0,002 Masse-%, beschränkt.
Bor (B) kann dem Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßeri Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,0005 - 0,005 Masse-% ebenfalls optional zugegeben werden, um die Bildung von Ferrit bei der während der Erzeugung des Stahlflachprodukts absolvierten Abkühlung aus dem interkritischen Bereich zu verhindern. B fördert auf diese Weise die Bildung von Bainit, welche zur Festigkeitssteigerung führt. Hierfür ist ein minimaler Gehalt von 0,0005 Masse- % B erforderlich. Ein zu hoher B-Gehalt kann aber zu einer unerwünschten Versprödung führen. Daher ist erfindungsgemäß die Obergrenze des'B- Gehalts, sofern B zugegeben wird, auf höchstens 0,005 Masse-%, insbesondere 0,002 Masse-%, gesetzt.
Phosphor (P) zählt zu den unerwünschten, jedoch technisch in der Regel unvermeidbaren Verunreinigungen des Stahls des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und sollte daher so gering wie möglich sein. P erweist sich insbesondere ungünstig im Hinblick auf die Schweißbarkeit. Um seinen ungünstigen Einfluss sicher zu vermeiden, ist der P-Gehalt erfindungsgemäß auf weniger als 0,02 Masse-%, bevorzugt weniger als 0,01 Masse-%, insbesondere weniger als 0,005 Masse-%, beschränkt.
Auch Schwefel (S) zählt zu den unerwünschten, jedoch technisch in der Regel unvermeidbaren Verunreinigungen des Stahls des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und sollte daher so gering wie möglich sein. S führt bei höheren Konzentrationen zur Bildung von MnS bzw. (Mn, Fe)S, welche sich negativ auf das Dehnungsverhalten eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken würden. Um diese ungünstigen Effekte zu vermeiden, ist der S-Gehait erfindungsgemäß auf weniger als 0,005 Masse-%, bevorzugt weniger als 0,002 Masse-%, beschränkt.
Stickstoff (N) zählt ebenso zu den unerwünschten, jedoch technisch in der Regel unvermeidbaren Verunreinigungen des Stahls des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und sollte daher so gering wie möglich sein. N bildet beispielsweise mit Aluminium oder Titan Nitride. Dies würde bei höheren N-Gehalten zu groben Ausscheidungen führen, die schädlich für die Umformbarkeit des Stahlflachprodukts sein könnten. Der N-Gehalt ist daher erfindungsgemäß auf weniger als 0,01 Masse-%, bevorzugt weniger als 0,005 Masse-%, beschränkt.
Kalzium (Ca) gelangt ebenfalls bei der konventionellen Stahlerzeugung in den Stahl, weil es sowohl zur Desoxidation und Entschwefelung, als auch zur Verbesserung der Gießbarkeit hinzugegeben wird. Eine zu hohe Konzentration von Ca kann zur Bildung von unerwünschten Einschlüssen führen, welche sich negativ auf die Mechanik und die Walzbarkeit auswirken. Daher ist die Obergrenze des Ca-Gehalts auf höchstens 0,005 Masse-%, bevorzugt höchstens 0,002 Masse-%, beschränkt.
Kupfer (Cu), Nickel (Ni), Zinn (Sn), Arsen (As), Kobalt (Co), Zirkon (Zr), Lanthan (La) und/oder Cer (Ce) sind Legierungselemente, die ebenfalls zu den Verunreinigungen des Stahls des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gehören, deren Anwesenheit per se unerwünscht ist. Um Einflüsse dieser Elemente auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sicher zu verhindern, ist im Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts der Cu-Gehalt auf höchstens 0,2 Masse-%, der Ni-Gehalt auf höchstens 0,1 Masse-%, der Sn-Gehalt auf höchstens 0,05 Masse-%, der As-Gehalt auf höchstens 0,02 Masse-%, der Co- Gehalt auf höchstens 0,02 Masse-%, der Zr-Gehalt auf höchstens 0,0002 Masse-%, der La-Gehalt auf höchstens 0,0002 Masse-% und der Ce-Gehalt auf höchstens 0,0002 Masse-% beschränkt.
Auch Sauerstoff (O) ist eine unerwünschte Verunreinigung, da sich bei Anwesenheit größerer Mengen an O Oxidbelegungen einstellen, die sich negativ sowohl auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts, als auch auf die Gieß- und Walzbarkeit des Stahls seines Stahlsubstrats auswirken. Der Gehalt an Sauerstoff ist daher auf höchstens 0,005 Masse-%, bevorzugt 0,002 Masse-%, beschränkt.
Wasserstoff (H) zählt ebenfalls zu den unerwünschten Verunreinigungen des Stahls des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbesondere in höchstfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Der Gehalt an H im Stahl des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist daher auf maximal 0,001 Masse-%, vorzugsweise maximal 0,0006 Masse-%, weiter bevorzugt maximal 0,0004 Masse-%, am meisten bevorzugt maximal 0,0002 Masse-%, reduziert.
An die Zusammensetzung der Korrosionsschutzbeschichtung und damit einhergehend des Schmelzenbades, das das Stahlflachprodukt bei seiner Schmelztauchbeschichtung durchläuft, werden keine besonderen Anforderungen gestellt. So besteht der Korrosionsschutzüberzug eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in seinem Hauptanteil aus Zink (Zn) und kann im Übrigen in konventioneller Weise zusammengesetzt sein. Dementsprechend kann die Korrosionsschutzschicht neben Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen bis zu 20 Masse-% Fe, bis zu 5 Masse-%
Mg und bis zu 10 Masse-% AI enthalten. Typischerweise sind dabei, soweit jeweils vorhanden, mindestens 5 Masse-% Fe, mindestens 1 Masse-% Mg und/oder mindestens 1 Masse-% AI vorgesehen, um optimale Gebrauchseigenschaften des Korrosionsschutzes zu erreichen.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Zur Erprobung der Erfindung sind Stähle A - I erschmolzen und zu Brammen vergossen worden, deren Zusammensetzung in Tabelle 1 angegeben ist. Gehalte an einem Legierungselement, die so gering sind, dass sie im technischen Sinne „0“, das heißt so gering sind, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls haben, sind in Tabelle 1 durch den Eintrag bezeichnet.
Die Brammen sind in einem Vorwärmofen, in dem eine Vorwärmtemperatur VT herrschte, durcherwärmt worden.
Anschließend sind die vorerwärmten Brammen in konventioneller Weise zu warmgewalzten Stahlbändern W1 - W35 warmgewalzt worden, wobei das Warmwalzen bei einer Endwalztemperatur ET beendet worden ist.
Die so erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35 sind ausgehend von einer Haspeltemperatur HT in ebenso konventioneller Weise zu jeweils einem Coil gehaspelt worden. Erforderlichenfalls sind sie dazu vor dem Haspeln in konventioneller Weise auf die Haspeltemperatur HT abgekühlt worden.
Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung ist bei der Erzeugung der warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35, die aus jeweils einem der Stähle A - I bestanden, jeweils eine der in Tabelle 2 angegebenen Kombinationen I - VIII von Vorwärmofentemperatur VT, Warmwalzendtemperatur ET und Haspeltemperatur HT gewählt worden. Die zu jeder der Kombinationen I - VIII gehörenden Vorwärmofentemperaturen VT, Warmwalzendtemperaturen ET und Haspeltemperaturen HT sind in Tabelle 2 angegeben. Dabei sind diejenigen Vorwärmofentemperaturen VT, Warmwalzendtemperaturen ET und Haspeltemperaturen HT, die jeweils nicht den Maßgaben der Erfindung entsprachen, durch Unterstreichungen hervorgehoben.
Nach der Abkühlung im Haspel sind die warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35 durch Schmelztauchbeschichten mit einer Korrosionsschutzschicht auf Zn- Basis beschichtet worden. Dazu sind sie jeweils einer von sechs Varianten a - f einer Glühbehandlung und eines Schmelzenauftrags unterzogen worden, bei denen sie in einer Vorwärmestufe mit einer Aufheizrate HR auf eine Glühtemperatur GT erwärmt worden sind, bei der sie anschließend über eine Glühdauer von jeweils 40 s bis 100 s gehalten worden sind. Daraufhin sind die warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35 mit einer Abkühlrate KR1 auf eine Badeintrittstemperatur BET abgekühlt worden, die jeweils gleich der Badtemperatur des Schmelzenbades war, durch das die Warmbänder nach der jeweiligen Glühbehandlung a - f geleitet worden sind. Das Schmelzenbad bestand dabei aus mindestens 99 Masse-% Zn. Die aus dem Schmelzenbad austretenden, nun fertigen, auf Basis der warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35 erzeugten Stahlflachprodukte sind anschließend mit einer Abkühlrate KR2 auf Raumtemperatur abgekühlt worden, Die zu den Varianten a - f der Glühbehandlung und des Schmelzenauftrags gehörenden Parameter Aufheizrate HR, Glühtemperatur GT, Abkühlrate KR1 , Badeintrittstemperatur BET und Abkühlrate KR2 sind in Tabelle 3 verzeichnet.
An den in der voranstehend erläuterten Weise erhaltenen Stahlflachprodukten sind die mechanischen Eigenschaften und Gefügebestandteile ermittelt worden. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen Streckgrenze Rp0,2, Zugfestigkeit Rm, Bruchdehnung A80, Parameter „B“ aus Formel (1), Ferritanteil F des Gefüges, Martensitanteil M des Gefüges, Austenitanteil A des Gefüges, Anteil SO der sonstigen Bestandteile des Gefüges und Summe X der Flächenanteile des Gefüges des Stahlsubstrats, in denen eine Mn-Konzentration vorliegt, die mehr als 15 % oberhalb des Mittelwerts der Mn-Konzentration im Gefüge liegt, sind in Tabelle 4 zusammengefasst, wo für die auf Basis der warmgewalzten Stahlbänder W1 - W35 erzeugten Stahlflachprodukte zusätzlich angegeben ist, aus welchem der Stähle A - I das Stahlsubstrat des jeweiligen Stahlflachprodukts bestand, welche der Kombinationen I - VIII der Warmbanderzeugung (Spalte „WEZ“) und welche der Varianten a-f der Glühbehandlung und des Schmelzenauftrags das jeweilige Stahlsubstrat durchlaufen hat (Spalte „GS“).
Die aus den warmgewalzten Stahlbändern W1, W3, W6, W7, W8 und W27 hergestellten Stahlflachprodukte sind nicht in erfindungsgemäßer Weise erzeugt worden:
Beim aus dem warmgewalzten Stahlband W1 erzeugten Stahlflachprodukt wurde die Bramme mit einer zu niedrigen Vorwärmtemperatur VT erwärmt, so dass die Bramme nicht vollständig ausgeglüht wurde. Infolgedessen wirkten sich die Legierungselemente und die Herstellungsverfahren auf die mechanischen Eigenschaften nicht aus.
Das warmgewalzte Stahlband W3 enthält zu wenig Mn, so dass Mn in den Perlitzeilen des Warmbandgefüges nicht in ausreichenden Maßen geseigert hat. Dies führte zu einem niedrigeren Restaustenitgehalt und daher zu einer relativ niedrigen Bruchdehnung A80 des aus dem warmgewalzten Stahlband W3 erzeugten Stahlflachprodukts. Infolge dessen lag der Parameter B dort unterhalb von 31.
Bei der Erzeugung der warmgewalzten Stahlbänder W6, W7 und W8 wurden zu niedrige Haspeltemperaturen eingestellt. Dies führte zu einem ähnlichen Effekt auf die Mn-Seigerungen und daher zu unzureichenden mechanischen Eigenschaften wie beim aus dem warmgewalzten Stahlband W3 hergestellten
Stahlflachprodukt.
Bei der Glühbehandlung des warmgewalzten Stahlbands W27 wurde eine zu niedrige GT eingestellt, so dass das Gefüge nicht vollständig rekristaliisiert wurde. Dies ergab einen niedrigen Austenitgehalt im Gefüge des Stahlsubstrats des erhaltenen Stahlflachprodukts und daher zu einer niedrigen Bruchdehnung A80.
*) nicht erfindungsgemäße Parameter sind unterstrichen

Claims

PATENTANSPRÜCHE
1. Warmgewalztes Stahlflachprodukt, das
- ein mindestens 1 ,5 mm dickes Stahlsubstrat,
- das aus, in Masse-%,
C: 0,04 -0,23%,
Si: 0,04 - 0,54 %,
Mn: 1,4 - 2,9 %,
Ti + V, wobei für die Summe %Ti+%V der Gehalte an Ti und V gilt: 0,005 % ≤ %Ti+%V ≤0,15 %, sowie jeweils optional ein Element oder mehrere der Elemente aus der Gruppe „AI, Cr, Mo, B“ mit der Maßgabe, dass ihre Gehalte, sofern vorhanden, wie folgt bemessen sind:
AI: 0,01 - 1,5 %,
Cr und Mo, wobei für die Summe der Gehalte %Cr+%Mo an Cr und Mo gilt: 0,02 ≤ %Mo+%Cr ≤ 1 ,4 %,
B: 0,0005 - 0,005 %, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei zu den unvermeidbaren Verunreinigungen weniger als 0,02 % P, weniger als 0,005 S, weniger als 0,01 % N und weniger als 0,005 % Nb zählen, besteht,
- das ein Gefüge aufweist, das aus, in Flächen-%, in Summe 50 - 90 % Ferrit und bainitischem Ferrit, 5 - 50 % Martensit, 2-15% Restaustenit und bis zu 10 % herstellungsbedingt unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen besteht, und
- das eine Streckgrenze Rp0,2 von mindestens 290 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 490 MPa und eine Bruchdehnung A80 besitzt, die sich gemäß folgender Formel (1 ) bestimmt:
A80 [%] = B - Rm / 37 mit 31 ≤ B ≤ 51 , und
- eine Korrosionsschutzschicht auf Basis von Zink umfasst, die auf mindestens einer seiner Oberflächen durch Schmelztauchbeschichten aufgetragen ist.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge des Stahlsubstrats mindestens 5 Flächen-% Restaustenit enthält.
3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für den Parameter B der Formel (1) gilt: 36 ≤ B ≤ 46.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe X derjenigen flächenbezogenen Anteile des Gefüges des Stahlsubstrats, in denen eine Mn-Konzentration vorliegt, die mehr als 15 % oberhalb des Mittelwerts der Mn-Konzentration im Gefüge liegt, mindestens 10 % des Gesamtgefüges beträgt.
5. Stahlflachprodukt nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe X mindestens 12 % beträgt.
6. Stahlflachprodukt nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, d a s s die Summe X mindestens 15 % beträgt.
7. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Korrosionsschutzschicht aus mindestens 75 Masse-% Zn besteht.
8. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der Ansprüche 1-7 beschaffenen Stahlflachprodukts, bei dem mindestens folgende Arbeitsschritte durchlaufen werden:
A) Erzeugen eines warmgewalzten, in Form eines Stahlbands vorliegenden Stahlsubstrats in mindestens folgenden Teilschritten:
A.1) Erschmelzen einer Stahlschmelze, die aus, in Masse-%, C: 0,04 - 0,23 %, Si: 0,04 - 0,54 %, Mn: 1 ,4 - 2,9 %, Ti + V, wobei für die Summe %Ti+%V der Gehalte an Ti und V gilt: 0,005 % ≤ %Ti+%V ≤ 0,15 %, sowie jeweils optional ein Element oder mehrere der Elemente aus der Gruppe „AI, Cr, Mo, B“ mit der Maßgabe, dass ihre Gehalte, sofern vorhanden, wie folgt bemessen sind: AI: 0,01 - 1 ,5 %, Cr und Mo, wobei für die Summe der Gehalte %Cr+%Mo an Cr und Mo gilt: 0,02 ≤ %Mo+%Cr ≤ 1 ,4 %, B: 0,0005 - 0,005 %, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei zu den unvermeidbaren Verunreinigungen weniger als 0,02 % P, weniger als 0,005 % S, weniger als 0,01 % N und weniger als 0,005 % Nb zählen; A.2) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt, bei dem es sich um eine Bramme oder Dünnbramme handelt;
A.3) Vorwärmen des Vorprodukts bei einer Vorwärmtemperatur, die mindestens 1150 °C und höchstens 135Ö °C beträgt;
A.4) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlband, wobei die Endtemperatur des Warmwalzens mindestens 840 - 980 °C und die Dicke des warmgewalzten Stahlbands 1,5 - 10 mm beträgt;
A.5) Abkühlen des warmgewalzten Stahlbands auf eine Haspeltemperatur, die 510 - 640 °C beträgt;
A.6) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten warmgewalzten Stahlbands.
B) Beschichten des in Form eines warmgewalzten Stahlbands vorliegenden Stahlsubstrats mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Basis von Zink in mindestens folgenden, im kontinuierlichen Durchlauf absolvierten Teilschritten:
B.1) optionales Beizen des warmgewalzten Stahlbands;
B.2) Aufheizen des warmgewalzten Stahlbands mit einer Aufheizrate von 0,5 - 100 °C/s auf eine Glühtemperatur von 750 - 950 °C und Halten des warmgewalzten Stahlbands bei der Glühtemperatur über eine Glühdauer von 10 - 1000 s;
B.3) Abkühlen des warmgewalzten Stahlbands mit einer Abkühlrate von 0,5 - 100 °C/s auf eine Badeintrittstemperatur BET, für die gilt BT ≤ BET ≤ (BT + 20 °C), wobei mit BT die Temperatur des Zinkschmelzenbades bezeichnet ist, welche 450 - 480 °C beträgt; B.4) Durchleiten des auf die Badeintrittstemperatur BET abgekühlten warmgewalzten Stahlbands durch das Zinkschmelzenbad, welches aus bis zu 5 Masse-% Mg, bis zu 10 Masse-% AI Rest Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht;
B.5) Abkühlen des erhaltenen Stahlflachprodukts mit einer 0,5 -100 °C/s betragenden Abkühlrate;
B.6) Optionales Dressierwalzen des Stahlflachprodukts mit einem Dressiergrad von 0,3 - 2,0 %.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur mindestens 530 °C beträgt.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur mindestens 550 °C beträgt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8-9, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur höchstens 620 °C beträgt.
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