EP4168597A1 - Method for producing a sheet steel product, sheet steel product, and use of such a sheet steel product - Google Patents

Method for producing a sheet steel product, sheet steel product, and use of such a sheet steel product

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Publication number
EP4168597A1
EP4168597A1 EP20733610.8A EP20733610A EP4168597A1 EP 4168597 A1 EP4168597 A1 EP 4168597A1 EP 20733610 A EP20733610 A EP 20733610A EP 4168597 A1 EP4168597 A1 EP 4168597A1
Authority
EP
European Patent Office
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thickness
temperature
steel product
flat steel
product
Prior art date
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Pending
Application number
EP20733610.8A
Other languages
German (de)
French (fr)
Inventor
Bernd Linke
Maria KÖYER
Janko Banik
Annette BÄUMER
Dorothea Mattissen
Dirk Rosenstock
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
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Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Definitions

  • the invention relates to a coated flat steel product which is suitable for press hardening and which has particularly good aging resistance, as well as a method for its production.
  • “Flat steel products” are understood here to mean rolled products, the length and width of which are each significantly greater than their thickness. These include, in particular, steel strips, steel sheets or blanks or blanks obtained therefrom and the like. Blanks and blanks are to be understood as metal sheets separated from the steel strips or sheets, which have more complex outlines than the steel strips or steel sheets and which have a shape suitable for forming into a component.
  • the aging of steel is caused by free carbon in the ferrite.
  • the solubility of carbon in ferrite is significantly greater than at room temperature, so that a certain free carbon content is established.
  • Temperatures of over 300 ° C are usually reached in coating processes such as hot dip coating. In the course of temperature and time typical for coating processes, carbon can diffuse in the steel. The proportion free Carbon at room temperature is then significantly greater than the equilibrium content, since the approach to thermodynamic equilibrium requires a longer period of time than is available during the cooling to room temperature following the coating.
  • the ferrite is then very heavily oversaturated with carbon. As an interstitial alloying element, however, carbon can still diffuse very slowly even at room temperature and attach to defects such as dislocations.
  • This phenomenon is also referred to as aging and the interstitially dissolved atoms attached to the imperfections as Cottrell clouds.
  • the dislocations are blocked by the carbon, so that there is a pronounced yield point, which is very undesirable for cold forming.
  • straightening the flat steel product is made more difficult by the discontinuous deformation behavior.
  • the increased deformation resistance leads to increased tool wear when cutting blanks and a possible subsequent deep-drawing cold forming leads to an uneven, uneven surface.
  • aging of the steel due to free carbon should be prevented or at least mitigated as far as possible.
  • a flat steel product is known from EP 2848709 A1, which is formed from a steel containing 0.2-0.5% by weight of C, 0.5-3.0% by weight of Mn, 0.002-0.004% by weight. B and optionally one or more elements of the group "Si, Cr, Al, Ti" in the following contents: 0.1-0.3% by weight Si, 0.1-0.5% by weight Cr, 0, 02-0.05% by weight Al, 0.025-0.04% by weight Ti.
  • the flat steel product is coated with an anti-corrosion coating which is formed from an aluminum-zinc alloy.
  • the coated flat steel product is intended for the manufacture of a component by means of press hardening.
  • Correspondingly designed flat steel products are only slightly resistant to aging and have a very pronounced yield point after coating and aging.
  • a steel sheet is also known from EP 2831 307A1, which is made from, in% by weight, 0.18-0.35% C, 1.0-3.0% Mn, 0.01-1.0% Si , 0.001 - 0.02% P, 0.0005 - 0.01% S, 0.001 - 0.01% N, 0.01% - 1.0% AI, 0.005 - 0.2% Ti,
  • the structure of the steel sheet consists of 50%, in vol .-%, of ferrite with a proportion of 30% of non-recrystallized ferrite.
  • the CrO / CrM ratio formed from the parameters CrO and CrM fulfills the condition CrO / CrM ⁇ 2, where CrO is the respective content of Cr that is present in solid solution in iron carbide, and CrM is the content of Cr that is in solid solution is present in the base material of the flat steel product and where the ratio Mhq / MhM formed from the parameters Mhq and MnM the condition Mhq / MhM ⁇ 10, where Mhq is the content of Mn that is present in a solid solution in iron carbide, and MnM is the content of Mn in solid solution in the base material of the flat steel product.
  • a steel sheet for hot press molding which is made from, in% by weight, 0.10-0.35% C, 0.01-1.0 Si, 0.3-2.3 % Mn, 0.01 - 0.5% AI, ⁇ 0.03% P, ⁇ 0.02 S, ⁇ 0.1% N and the remainder consists of iron and unavoidable impurities, with the standard deviation of the diameter of the iron carbides, which are present in a thickness range which, starting from the surface of the sheet metal, extends up to a quarter of the thickness of the steel sheet, is less than or equal to 0.8 ⁇ m.
  • steels are usually cold-formed (e.g. when cutting, straightening and forming). For this, good dimensional accuracy, quality of the cut edges and a more even surface of the cold-formed parts are desirable.
  • desired permanent plastic elongation (“deformation"), the upper yield point ReH and the lower yield point ReL must be exceeded even and defined deformation can be prepared, which has a good effect on the processability.
  • Rp0.2 yield point is specified as an alternative, i.e. the stress at which during deformation permanent elongation of exactly 0.2% is caused.
  • flat steel products intended for the manufacture of parts for automobile bodies should also show good behavior in the event of a crash.
  • a high ductility with high strength at the same time is desirable; in the event of a crash, both lateral and axial loads cause bending stress on the sheet metal, which ultimately leads to the formation of wrinkles.
  • good suitability for spot welding is also desirable. This means that a good strength / ductility ratio should be maintained in the area of the welding point, which ideally is at the level of the non-welded part or the part of the structure that is in the heat-affected zone. Small grain sizes in the structure contribute to the strength and ductility of flat steel products of the type in question.
  • the task has arisen to create a method that enables the production of flat steel products that are particularly suitable for forming into sheet metal components and that are suitable for welding and that show particularly good crash behavior after forming into a body component .
  • a flat steel product should be specified that is ideally suited for forming into a sheet metal component.
  • the invention proposes to solve this problem that at least the method steps specified in claim 1 are completed in the production of flat steel products. It goes without saying that when carrying out the method according to the invention, the person skilled in the art not only completes the method steps mentioned in the claims and explained here, but also carries out all other steps and activities that regularly occur in the practical implementation of such methods in the prior art be carried out if the need arises.
  • a flat steel product that achieves the object mentioned above has at least the features specified in claim 8.
  • a flat steel product made in this way has a range of properties on the basis of which it can be used in particular for deformation into a sheet metal component.
  • a steel melt is melted which consists of, in% by weight, C: 0.10-0.4%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0, 5 - 3.0%, AI: 0.01 - 0.2%, Cr: 0.005 - 1.0%, V: 0.001 - 0.2%, and optionally one or more elements from group "B," Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W "in the following contents B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001 - 0.1%, Nb: 0.001 - 0.1%, Ni: 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01-0.8%, Mo: 0.002-1.0%, W: 0.001-1.0% and the remainder of iron and unavoidable impurities, with the Count impurities up to 0.1% P, up to 0.05% S, and up to 0.02% N.
  • carbon has a retarding effect on the formation of ferrite and bainite. At the same time, austenite is stabilized and the Ac3 temperature is reduced.
  • the carbon content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited to 0.10 and 0.4% by weight. A carbon content of at least 0.10% by weight is required to ensure the hardenability of the flat steel product and the tensile strength of the press-hardened product of at least 1000 MPa. If a higher level of strength is to be aimed for, C contents of at least 0.15 are preferred Wt .-% adjusted.
  • the hardenability can also be improved so that the flat steel product has a very good combination of hardenability and strength.
  • carbon contents greater than 0.4% by weight have a disadvantageous effect on the mechanical properties of the flat steel product, since C contents greater than 0.4% by weight promote the formation of brittle martensite during press hardening.
  • the weldability can also be negatively influenced by high carbon contents.
  • the carbon content can preferably be set to 0.3% by weight or less.
  • Silicon is used to further increase the hardenability of the flat steel product and the strength of the press-hardened product via solid solution strengthening. Silicon also enables ferro-silicon-manganese to be used as an alloying agent, which has a positive effect on production costs.
  • a hardening effect occurs from an Si content of 0.05% by weight. From an Si content of at least 0.15% by weight, in particular at least 0.20% by weight, there is a significant increase in the Firmness on. Si contents above 0.5% by weight have a disadvantageous effect on the coating behavior, especially in the case of Al-based coatings. Si contents of at most 0.4% by weight, in particular at most 0.30% by weight, are preferably set in order to improve the surface quality of the coated flat steel product.
  • Manganese acts as a hardening element by greatly delaying the formation of ferrite and bainite. With manganese contents of less than 0.5% by weight, ferrite and bainite are formed during press hardening even at very fast cooling speeds, which should be avoided. Mn contents of at least 0.9% by weight, in particular at least 1.10% by weight, are preferred if a martensitic structure is to be ensured, especially in areas of greater deformation. Manganese contents of more than 3.0% by weight have a disadvantageous effect on the processing properties, which is why the Mn content of flat steel products according to the invention is limited to a maximum of 3.0% by weight. Above all, the weldability is severely restricted, which is why the Mn content is preferably limited to a maximum of 1.6% by weight and in particular to 1.30% by weight. Manganese contents less than or equal to 1.6% by weight are also preferred for economic reasons.
  • Aluminum is used as a deoxidizer to bind oxygen; In addition, aluminum inhibits the formation of cementite.
  • at least 0.01% by weight, in particular at least 0.02% by weight, of aluminum is required in the steel.
  • the Al content is limited to 0.2% by weight. From a content of 0.2% by weight, AI hampers the transformation into austenite before press hardening too much, so that austenitizing can no longer be carried out in a time and energy-efficient manner.
  • an Al content of at most 0.1% by weight is preferred, in particular at most 0.05% by weight, adjusted in order to completely austenitize the steel.
  • Chromium is added to the steel of a flat steel product according to the invention in contents of 0.005-1.0% by weight. Chromium influences the hardenability of the flat steel product by slowing down the diffusive transformation during press hardening. Chromium has a favorable effect on hardenability in steel flat products according to the invention from a content of 0.005% by weight, with a Cr content of at least 0.1% by weight, in particular at least 0.18% by weight, for reliable process management especially to prevent bainite formation, is preferred. If the steel contains more than 1.0% by weight of chromium, the coating behavior deteriorates. In order to obtain a good surface quality, the Cr content can preferably be limited to a maximum of 0.4% by weight, in particular to a maximum of 0.28% by weight.
  • Vanadium (V) is of particular importance in the steel of a flat steel product according to the invention. Vanadium is a very carbon-affine element. If vanadium is free, that is, in the unbound or dissolved state, it can bind supersaturated dissolved carbon in the form of carbides or clusters or at least reduce its diffusion rate. It is crucial that V is in a dissolved state. Surprisingly, very low V contents in particular have proven to be particularly favorable for the aging resistance. With higher V contents, larger vanadium carbides can form even at higher temperatures, which then no longer dissolve at temperatures of 650 - 900 ° C, which are typical for continuous annealing in hot-dip coating systems.
  • vanadium carbides with a vanadium content of 0.009% by weight in the steel cannot be dissolved at temperatures of 700 to 900 ° C, which are typical, for example, for annealing temperatures in a hot dip coating system.
  • vanadium in addition to reducing the effects of aging, also contributes to an increase in strength through precipitation strengthening, higher contents of up to 0.2% by weight can preferably be set to increase strength.
  • the vanadium content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited, on the one hand, to a maximum of 0.2% by weight for reasons of cost. On the other hand, higher contents do not lead to any significant improvement in the mechanical properties.
  • Phosphorus (P) and sulfur (S) are elements that are introduced into the steel as impurities by iron ore and cannot be completely eliminated in the large-scale steelworks process. Phosphorus is a strongly segregating element. However, a melt that is completely free of phosphorus and sulfur is technically unrealistic, so that a certain P content and S content that are greater than zero must always be assumed (P content> 0% by weight, S Content> 0% by weight). Phosphorus present in the melt forms segregations which have an adverse effect on the mechanical properties of the steel. Higher S contents also lead to a deterioration in the mechanical properties due to embrittlement.
  • Nitrogen (N) is present in small amounts in steel due to the steel making process.
  • the N content is to be kept as low as possible and should be at most 0.02% by weight.
  • nitrogen is harmful, since it prevents the conversion-retarding effect of boron through the formation of boron nitrides, which is why the nitrogen content in this case is preferably not more than 0.01% by weight, in particular not more than 0.007% by weight, should be.
  • Boron, titanium, niobium, nickel, copper, molybdenum and tungsten can optionally be added to the steel of a flat steel product according to the invention individually or in combination with one another.
  • Boron can optionally be added to the alloy in order to improve the hardenability of the flat steel product by boron atoms or boron precipitates deposited on the austenite grain boundaries reducing the grain boundary energy, as a result of which the nucleation of ferrite is suppressed during press hardening.
  • a clear effect on the hardenability occurs at contents of at least 0.0005% by weight, in particular at least 0.0020% by weight.
  • boron carbides, boron nitrides or boron nitrocarbides are increasingly formed, which in turn represent preferred nucleation sites for the nucleation of ferrite and reduce the hardening effect again.
  • the boron content is limited to a maximum of 0.01% by weight, in particular a maximum of 0.0035% by weight.
  • Boron is preferably also alloyed with titanium to bind nitrogen.
  • the Ti content should preferably be at least 3.42 times the nitrogen content.
  • Titanium (Ti) is a micro-alloy element, which can optionally be added in order to contribute to grain refinement.
  • titanium forms coarse titanium nitrides with nitrogen, which is why the Ti content should be kept comparatively low.
  • Titanium binds nitrogen and enables boron to develop its strong ferrite-inhibiting effect.
  • at least 3.42 times the nitrogen content is required, at least 0.001% by weight of Ti, preferably at least 0.023% by weight of Ti, should be added for sufficient availability. From 0.1% by weight Ti, the cold-rollability and recrystallizability deteriorate significantly, which is why larger Ti contents should be avoided.
  • the Ti content may preferably be limited to 0.038 wt%.
  • Niobium can optionally be added in order to contribute to grain refinement from a content of 0.001% by weight. However, niobium impairs the recrystallizability of the steel. If the Nb content exceeds 0.1% by weight, the steel can no longer be recrystallized in conventional continuous furnaces prior to hot-dip coating. In order to reduce the risk of deterioration in recrystallizability, the Nb content can preferably be restricted to 0.003% by weight.
  • Copper (Cu) can optionally be added in order to increase the hardenability with additions of at least 0.01% by weight.
  • copper improves the resistance to atmospheric corrosion of uncoated sheets or cut edges. From a content of 0.8% by weight, the hot-rollability deteriorates significantly due to low-melting Cu phases on the surface, which is why the Cu content is reduced to a maximum of 0.8% by weight, preferably a maximum of 0.10% by weight, is limited.
  • Nickel (Ni) stabilizes the austenitic phase and can optionally be added to the alloy in order to reduce the Ac3 temperature and suppress the formation of ferrite and bainite, nickel also has a positive influence on hot rollability, especially if the steel contains copper, Köpfer deteriorates hot rollability. To counteract the negative influence of copper on hot rollability, 0.01% by weight of nickel can be added to the steel. For economic reasons, the nickel content should remain limited to a maximum of 0.4% by weight, in particular a maximum of 0.10% by weight.
  • Molybdenum (Mo) can optionally be added to improve process stability, as it significantly slows down the formation of ferrite. From a content of 0.002% by weight molybdenum-carbon clusters up to ultrafine molybdenum carbides form dynamically on the grain boundaries, which significantly slow down the mobility of the grain boundary and thus diffusive phase transformations. In addition, molybdenum lowers the grain boundary energy, which lowers the rate of nucleation of ferrite. Because of the high costs associated with an alloy of molybdenum, the content should be at most 1.0% by weight, preferably at most 0.1% by weight.
  • Tungsten (W) can optionally be added in contents of 0.001-1.0% by weight to slow down the formation of ferrite. A positive effect on the hardenability already results with W contents of at least 0.001% by weight. For cost reasons, a maximum of 1.0% by weight of tungsten is added.
  • composition and the work steps and process parameters carried out in the production of a flat steel product according to the invention are selected in such a way that optimum bending properties are established on the upper side of the sheet metal and the lower side of the sheet metal.
  • the invention is based on the knowledge that the formability as well as the crash behavior are determined by the ductility of a flat steel product according to the invention. When reshaping on tight radii or in the event of a crash, this is bearable a high bending load is desirable.
  • a stress profile results over the sheet thickness. In the middle of the sheet there is a neutral fiber that does not experience any significant stresses, while on the inside of the bend there are predominantly compressive stresses, while tensile stresses are caused on the outer fiber - the further the bend
  • the casting parameters are set during the casting of the melt in such a way that only minimal segregations of Si, Mn and P occur in the outer edge regions of a flat steel product according to the invention.
  • These also include, for example, sulfur, nitrogen, molybdenum, niobium, titanium, nickel, magnesium, lead, antimony, bismuth, cerium, tellurium, aluminum, arsenic, tin, boron, copper, zinc, copper and tungsten.
  • the limits a min and amax are coordinated in such a way that optimum operating conditions are established from a technological and economic point of view.
  • casting speeds Vs which satisfy the requirements of the invention can be 0.3-2.0 m / min, in particular 0.5-1.5 m / min, casting speeds of 0.8-1.3 m / min being found to be have turned out to be particularly favorable.
  • the strand thickness Ds is typically in the range of 20-500 mm, particularly practical strand thicknesses Ds being 50-300 mm, in particular 180-300 mm.
  • the overheating temperature Tue the temperature at which the pan is poured into the tundish, is at least 5 ° C and at most 60 ° C above the liquidus temperature of the molten steel being poured.
  • Overheating temperatures Tue / which are 10 - 50 ° C, in particular at least 18 ° C or at least 20 ° C above the liquidus temperature of the respective cast steel, are particularly practical, with overheating temperatures Tue of at most 30 ° C having proven to be particularly practical.
  • the casting conditions specified according to the invention for work step b) take into account that Mn binds sulfur to MnS in large local proportions and as such indirectly as an indicator for the presence of sulfur! is applicable.
  • the manganese suffide connections must be avoided as far as possible due to their low strength and the disruption of the fiber flow in the component that they cause.
  • MnS occurring in the edge areas of the material are harmful, while they are not as harmful in the core.
  • the inventive 'fashion the casting it is possible to distribute the Mn-sulfides as over the cross section of the flat steel product produced according to the invention that it does not impair the flexibility of the flat steel product.
  • the MnS and TiN precipitates prove to be very stable. They are also not or only to a small extent dissolved as a result of the heat input during welding. In the event that they are dissolved, they part so snow! after re-solidification, that they prevent the growth of the austenite grain in the weld nugget. This results in a finer austenite grain in the area of the heat affected zone, which in turn leads to a finer martensite (smaller former austenite grain size). This will make the Increased fracture toughness of the welded joint. For this effect, MnS are only required in the core area of the primary material. Melt convection occurs during welding, so that the MnS precipitates are distributed in a wider area.
  • step b) it is possible to control the segregation of Mn and S in such a way that MnS precipitates are predominantly present in the core area of a flat steel product produced according to the invention, while they occur only in low concentration in the edge area.
  • Phosphorus also proves to be detrimental to the deformability of a flat steel product of the type in question, since it can form a fine network at the grain boundaries. Accordingly, high local phosphorus contents indicate the existence of such a network.
  • an increased phosphorus content in the central area with a simultaneously low phosphorus content in the edge areas of a flat steel product according to the invention, especially in connection with the vanadium contents provided according to the invention, has particular advantages.
  • Phosphorus increases the activity of carbon significantly, so that the vanadium alloy is more efficient. Due to the increased carbon activity, the carbon is increasingly bound in carbides in the temperature window of 550 - 300 ° C, which increases the positive effect of V on the yield point.
  • Si Due to its oxygen affinity, Si forms Si oxides on the surface, which are very difficult to dissolve again. These non-metallic inclusions degrade the surface quality and can trigger cracks. This also prevents the potting carried out according to the invention by ensuring that that Si is only present to a reduced extent in the outer surfaces of a flat steel product according to the invention.
  • a flat steel product according to the invention comprises a steel substrate which, in% by weight, C: 0.10 - 0.4%, Si: 0.05 -
  • Mn 0.5 - 3.0%
  • AI 0.01 - 0.2%
  • Cr 0.005 - 1.0%
  • V 0.001 - 0.2%
  • B Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W
  • Nb 0.001-0.1%
  • Ni 0.01-0.4%
  • Cu 0.01-0.8%
  • Mo 0.002-1.0%
  • W 0.001-1.0%
  • the remainder consists of iron and unavoidable impurities, with impurities including up to 0.1% P, up to 0.05% S and up to 0.02% N, and certain segregation coefficients Ssi.os, SSI.MS, Ssi.us, segregation coefficients SMn.os, SMH.MS, Swin.us determined for Mn as well as segregation coefficients SP.OS, SP.MS, SP.US determined for P, meet the following conditions: whereby
  • the Seigerüng coefficients Ssi.os, SMn.os, Sp.os are assigned to an upper thickness range OS of the steel substrate of the flat steel product, which starts from the • top of the steel substrate and whose thickness DFos is 15% of the thickness DP of the steel substrate
  • the segregation coefficients S Si.US, S MN, US, S P, US are assigned to a lower thickness range US of the steel substrate of the steel flat product, which starts from the underside of the steel substrate and whose thickness DFus is 15% of the thickness DP of the steel substrate
  • the segregation coefficients S Si, MS , Swings, S P, MS are assigned to a mean thickness range MS of the steel substrate of the flat steel product, which is symmetrically aligned to the center of the thickness and whose thickness DF MS is 30% of the thickness DP of the steel substrate, and where the segregation coefficient S Si, OS , S Mn, OS , S P, OS , S Si, Us , S Mn, US, S P, US ,
  • S Si.MS , S Mn, MS , S P, MS are determined by i) on a length LP of 300 ⁇ m, which extends parallel to the upper side of the steel substrate, of a section of a section aligned longitudinally to the rolling direction of the steel substrate, based on The longitudinal axis of the strip is arranged with the section of the steel substrate extending over 70% of the width of the steel substrate, the section of the steel substrate of the steel flat product taken over the respective thickness range OS, MS, US and the entire thickness GS of the steel substrate by means of electron beam microanalysis with a resolution A x A of 2 x 2 pm in each measuring point M L_n , DF os_m , M L_n , DF us_m , M L_n , DF Ms_m , M L_n , DF Gs_m those in the respective measuring point M L_n , DF os_m , M L_n , DF us_m , ML_n ,
  • Dx / A thickness DFos, DFus, DFMS, DFGS of the respective thickness range OS, MS, US or the total thickness GS of the steel substrate
  • MS or the total thickness GS are the arithmetic mean values
  • XMeans.Si, MS_n, XMeans, Mn, MS_n, XMeans, P, MS_n; XMittel, Si, GS_n, XMittel.Mn, GS_n, XMittel, P, GS_n of the ⁇ P indicate the measured points M L_n , DF os_m , M L__n , DF us_m , M L_n , DFMS_m, ML_ n , DFGs_m assigned to the respective row n Si, Mn and P are formed, iii) for each thickness range OS, US, MS from the arithmetic mean values determined in step ii) XMittel, Si, OS_n, XMittel.Mn.OS_n, XMittei, P, OS_n; Xmean, Si, US_n, Xmean, Mn, US_n, Xmean, P, US_n; X
  • the resolution of the ESMA scan is 2 x 2 pm, i.e. 2 mpi in the longitudinal direction and 2 mhti in the thickness direction of the examined area section.
  • the surface section examined in each case is a section of a section of the steel substrate aligned lengthways to its rolling direction.
  • the length LP of the area under consideration is
  • step ii) the arithmetic mean is calculated for each row n of the Si, Mn, P measured value matrices thus determined for the thickness ranges OS, US, MS.
  • step ii) there are three lists for each thickness range OS, US with 150 mean values of the Si, Mn and P content measured values each and three lists for the mean thickness range MS with 300 mean values each of the SI, Mn and P measured values before, which now only show the content in the thickness direction of the sheet metal substrate.
  • step iii) the largest mean values of the Si, Mn and P contents are determined from these values for the three thickness ranges OS, US, MS.
  • step v) the respective segregation coefficient Ssi.os, Sivm.os, SP.OS.- SSI.US, Swrn.us, Sp.us, Ssi.Ms, Swn.ws, SP, M formed ratio.
  • the denominator of the relevant ratio is determined in step ivj as the arithmetic mean of the old measured content values which were determined in step i) for the Si, Mn and P contents over the entire thickness GS of the steel substrate.
  • step d) the respective slab or thin slab is heated through at a temperature (T1) of 1100 - 1400 ° C. If the slab or thin slab has cooled down too much after casting, it is first reheated to 1100 - 1400 ° C and then kept at temperature T1 until a homogeneous temperature distribution has been established.
  • the heating through temperature should be at least 1100 ° C in order to ensure good deformability for the subsequent rolling process.
  • the soaking temperature should not exceed 1400 ° C in order to avoid the formation of molten phases.
  • the heated slab or thin slab is, if necessary, pre-rolled to an intermediate product, thin slabs usually not being subjected to any pre-rolling due to their already comparatively small thickness.
  • the temperature of the intermediate product (T2) at the end of the rough rolling should be at least 1000 ° C so that the intermediate product contains enough heat for the subsequent work step of finish rolling.
  • high rolling temperatures can also promote grain growth during the rolling process, which has a detrimental effect on the mechanical properties of the flat steel product.
  • the temperature of the intermediate product at the end of the rough rolling should not be more than 1250 ° C, in particular not more than 1200 ° C.
  • the slab or thin slab or the intermediate product obtained in the optional work step e) is rolled into a hot-rolled flat steel product. If the optional work step e) has been carried out, the intermediate product is finish-rolled after roughing. Typically, finish rolling begins 90 s after the end of roughing at the latest.
  • the final rolling temperature of hot rolling i.e. the temperature of the finished hot-rolled flat steel product at the end of the hot rolling process, is 750 - 1000 ° C. At final rolling temperatures below 750 ° C, the amount of free vanadium would decrease, since larger amounts of vanadium carbides are precipitated. The vanadium carbides precipitated during finish rolling are very large.
  • the flat steel product can be hot rolled as continuous hot strip rolling or as reversing rolling.
  • work step g) provides for an optional coiling of the hot-rolled flat steel product into a coil.
  • the hot strip is cooled to a coiling temperature (T4) after hot rolling, preferably within less than 50 s.
  • T4 coiling temperature
  • water, air or a combination of both can be used as the cooling medium.
  • the coiling temperature (T4) should not exceed 700 ° C in order to avoid the formation of large vanadium carbides. In principle, the coiling temperature is not restricted below. However, coiling temperatures of at least 500 ° C have proven to be favorable for cold rollability.
  • the hot strip is then cooled to room temperature in the conventional manner in air.
  • the hot-rolled flat steel product is descaled in step h) in a conventional manner by pickling or by another suitable treatment.
  • the hot-rolled flat steel product can now be subjected to cold rolling in step i).
  • Such cold rolling can also be carried out in order, for example, to meet higher demands on the thickness tolerances of the flat steel product.
  • the degree of cold rolling (KWG) should be at least 25%, in particular at least 30%, in order to introduce enough deformation energy into the flat steel product for rapid recrystallization.
  • the flat steel product before cold rolling is usually a hot strip with a thickness of d.
  • the flat steel product after cold rolling is usually also called Called cold strip.
  • the degree of cold rolling can in principle assume very high values of over 90%. However, cold rolling degrees of at most 80% have proven to be beneficial for avoiding strip tears.
  • step j) the flat steel product is subjected to an annealing treatment at annealing temperatures (T5) of 850-900 ° C.
  • the flat steel product can first be heated to the annealing temperature within 10-120 s and then kept at the annealing temperature for 30-600 s.
  • the annealing temperature is at least 650 ° G, preferably at least 720 ° C, in order to keep vanadium in solution.
  • vanadium carbide separates out at V contents of 0.002% by weight and temperatures above 850 ° C. or vanadium carbides already formed no longer dissolve.
  • very fine vanadium carbides are thermodynamically unstable due to their high surface energy.
  • This effect is used in the present invention to bring vanadium into solution at temperatures of 850-900 ° C. or to keep already dissolved vanadium in solution, which has a positive effect on the aging resistance of the flat steel product.
  • annealing temperatures above 900 ° C. no improvement in the after-treatment resistance is achieved, which is why the annealing temperature is limited to 900 ° C. for economic reasons as well.
  • the flat steel product is cooled to room temperature in step k).
  • the cooling rates of this cooling are set in such a way that the largest possible proportion of oversaturated, dissolved carbon can be bound by vanadium.
  • the mean cooling rate (CR1) in a first critical temperature range which is optimal for the precipitation kinetics of vanadium and which for flat steel products with a composition according to the invention is 600 ° C to 450 ° C, should be a maximum of 25 K / s, in particular a maximum of 18 K / s, whereby cooling rates of 12 K / s have proven to be particularly practical.
  • the mean cooling rate (CR2) should therefore be between 400 ° C. and 220 ° C. at most 20 K / s, preferably 14 K / s, in particular at most 9.5 K / s.
  • the free carbon of the flat steel product still has a diffusion rate sufficient for recombination with vanadium, which promotes the setting of free carbon.
  • the driving force for the growth of vanadium carbides is particularly high in this temperature range, which also binds free carbon. This applies in particular to V contents of 0.002-0.009% by weight.
  • the driving force for the formation of iron carbides which preferably germinate on existing carbides of the micro-alloying elements such as vanadium, niobium or titanium, is particularly high. The formation of iron carbides also binds free carbon, which has a positive effect on aging behavior.
  • the cooling rate has no significant influence on the aging resistance.
  • an average cooling rate of at most 25 K / s is preferably set between the annealing temperature and 600 ° C and between 450 ° C and 400 ° C and an average cooling rate of at most 20 K / s between 220 ° C and room temperature
  • the average cooling rate in the various temperature ranges considered here is preferably at least 0.1 K / s.
  • the cooling can be carried out as slowly as desired, since the proportion of free carbon decreases continuously, which improves the tendency to aging. Due to technical conditions and for economic reasons, the cooling rate of the entire cooling process, i.e. the cooling of the coated flat steel product after exiting the coating bath until it reaches room temperature, can be limited to values of typically at least 0.1 K / s.
  • a hot-dip coating of the flat steel product with an anti-corrosion coating can optionally be integrated into the cooling process (optional step I)).
  • the flat steel product is initially cooled, starting from the respective annealing temperature, to a bath inlet temperature (T6), which is 440 - 800 ° C and is the same as the temperature at which the flat steel product is introduced into the respective melt bath for hot dip coating. If, for example, in a first variant, the respective bath inlet temperature T6 is above 600 ° C., the cooling to the respective bath inlet temperature T6 in the first stage of cooling can take place as quickly as required according to the stipulations of step k).
  • the first critical temperature range may only be passed through with a maximum of 25 K / s if, according to a second variant, the bath inlet temperature T6 is below 450 ° C.
  • any cooling rate can be selected in the first cooling stage until the flat steel product has cooled to 800 ° C.
  • the decarburization to the relevant bath inlet temperature T6 may only take place at a maximum of 25 K / s.
  • the flat steel product may only continue to be cooled down to 450 ° C in the second cooling stage, which then begins, at a maximum rate of 25 K / s CR1 , whereas in the second stage of cooling the cooling rate CR2 in the second critical temperature range of 400 - 220 ° C must not always exceed 20 K / s.
  • the bath inlet temperature T6 selected in each case is lower than the annealing temperature and is matched to the temperature of the coating bath.
  • the bath inlet temperature is 440-800.degree. C., in particular at least 470.degree. C., preferably at least 800.degree. C. or at least 640.degree. C., particularly preferably at most 700.degree.
  • the duration of the cooling of the annealed steel flat product from the annealing temperature T5 to the bath inlet temperature T6 is preferably 10-180 s.
  • the molten bath, which contains the alloy to be applied to the flat steel product in liquid form typically has a temperature (T7) of 640 - 720 ° C.
  • Al-based protective coatings have proven to be particularly suitable for coating aging-resistant flat steel products.
  • the molten bath which contains the anti-corrosion coating to be applied to the flat steel product in liquid form, then contains, for example, 3-15% by weight silicon, in particular 9-12% by weight silicon, up to 5% by weight iron, up to 30% by weight .-% Zn, up to 5% by weight Mg, up to 0.5% by weight unavoidable impurities and the remainder Aluminum, the sum of the constituents present in each case being 100% by weight.
  • Unavoidable impurities can be, for example, unavoidable proportions of chromium, manganese, calcium or tin.
  • the coating composition can be determined on the coated flat steel product, for example with the aid of glow discharge spectroscopy (GDOES).
  • GDOES glow discharge spectroscopy
  • the flat steel product obtained can optionally be subjected to skin tempering with a skin tempering degree of up to 2% in order to improve the surface roughness of the flat steel product.
  • a flat steel product produced according to the invention is suitable for press hardening and optionally has a corrosion protection coating, a high uniform elongation Ag of at least 11.5% and a continuous yield point Re or a pronounced yield point at which the difference between the upper ReH and the lower yield point ReL is at most 45 MPa.
  • Press hardening can be carried out in a one-step process, in which a sheet metal blank is heated to the respective forming temperature and then formed into the respective component in one go with simultaneous quenching, or in a two-stage process in which a component is first made from a blank is cold-formed, that is then heated to hardening temperature and quenched, whereby the component can also be inserted into a tool adapted to the shape of the component for quenching in this variant.
  • Typical thicknesses of flat steel products produced according to the invention are 0.5 mm to 10 mm, preferably 0.6 mm to 6 mm, particularly preferably 0.8 mm to 3.5 mm.
  • the melts S1-SS were each cast in a conventional continuous casting machine, which comprised a tundish and a continuous casting mold, to form a strand with a thickness Ds and a width Bs.
  • the pre-strips obtained were then each hot-rolled in a conventional manner to form a hot strip.
  • the hot rolling was ended in each case at a final rolling temperature T3.
  • the hot strips obtained in this way were each wound into a reel in a conventional manner at a coiling temperature T4.
  • the hot strips were cold-rolled in an equally conventional manner with a total degree of cold rolling KGW achieved by cold rolling to form one cold strip in each case.
  • the resulting cold strips were then heated through at an annealing temperature T5.
  • the cold binders were cooled to room temperature in two stages, with each being hot-dip coated with a conventionally composed Al-based coating between the two cooling stages. Accordingly, the annealed cold strips were cooled in the first stage of cooling at an average cooling rate CR 'of 2.5 K / s to 50 K / s to a bath inlet temperature T6, at which they entered a molten bath at 675 ° C .
  • the molten bath was conventionally alloyed with (in% by weight) 8-12% Si, 1-4% Fe and 0-0.5% Mg, the remainder Al and unavoidable impurities in such a way that the conventionally composed Al-based one Has formed coating on the respective cold strip.
  • the temperature of the cold strips was roughly the same as the bath temperature, but was in any case above 600 ° C.
  • the cold strips exiting the molten bath and provided with the Al-based protective coating are initially cooled again at the cooling rate CR 'to 600 ° C in the second cooling stage and then in the first critical temperature range of 600 - 450 ° C with an average cooling rate CR1 been cooled. After the lower limit of this first critical temperature range had been reached, the cold strips were cooled with an average with an average cooling rate CR2 in the temperature range of 400-250 ° C.
  • the resolution of the ESMA scan is 2 x 2 pm, i.e. 2 pm in the thickness and 2 pm in the longitudinal direction of the examined area section.
  • the surface section examined in each case is a section of a section of the steel substrate aligned lengthways to its rolling direction.
  • the length of the area under consideration is 300 pm.
  • the thickness DP of the steel substrate is 2 mm and, as a result, the thickness DFos and the thickness DFus are each 300 ⁇ m and the thickness DFMS 600 ⁇ m, then in step i) for the thickness ranges OS, US for the contents of Si, Mn and P a matrix each with 150 x 150 content information and for the thickness range MS a matrix with 150 x 300 information each on the contents of SI, Mn and P in each of the investigated Measuring points.
  • the Seigern ng coefficients Ssi.os, SSI.MS, Ssi.us, Swn.os, SMU.MS, SMH.US are then for the upper edge area OS, for the middle area MS and the lower edge area US , SP.OS, SP.MS, SP, US.
  • Table 4a shows, by way of example, the greatest value XMax, Si, OS, xMax.Mn.OS, XMax, P, OS; XMax.Si.US, XMax.Mn, US, XMax.P, US; XMax, Si, MS, XMax.Mn.Ms, XMax, P, MS of the arithmetic mean values
  • Table 4b contains the segregation coefficients S Si, OS , S Si.MS, S Si, US , S Mn, OS, S Mn, MS , S Mn, US , S P, OS , S P, MS , S P, US .
  • the bending angle on transverse specimens has been determined in accordance with VDA 238-100 after conventional press hardening of the cold strips produced from the melt S1 at maximum force. In three measurements it was 50.1 + 1.3 °.

Abstract

According to the invention, to produce sheet steel products which are suitable for forming into sheet metal parts and can be welded well, a) a steel melt is melted, which consists of, in wt%, C: 0.10-0.4, Si: 0.05-0.5, Mn: 0.5-3.0, AI: 0.01-0.2, Cr: 0.005-1.0, V: 0.001-0.2, and optionally one or more elements from the group "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following amounts, B: 0.0005-0.01, Ti: 0.001-0.1, Nb: 0.001-0.1, Ni: 0.01-0.4, Cu: 0.01-0.8, Mo: 0.002-1.0, W: 0.001-1.0, the remainder Fe and unavoidable impurities. The melt is b) poured into a tundish, out of which the melt flows into a continuous casting mould to form a strand, wherein, when poured into the tundish, the melt has a superheat temperature TUE which is 5-60°C higher than the liquidus temperature thereof, and the following applies for the product a formed from a thickness Ds of the strand and a pouring speed Vs at which the melt flows into the continuous casting mould: amin < a < amax (where amin - 0.05 m2/min, amax - 0.7 m2/min, Ds: 20-500 mm). c) A slab or thin slab is separated off from the strand and is then d) heated through at a temperature of 1100-1400°C. The heated slab or thin slab is hot-rolled to form a sheet steel product at a final rolling temperature of 750-1000°C. Following any optional reeling, descaling and cold-rolling, the sheet steel product is annealed at an annealing temperature of 650-900°C. It is then cooled to room temperature, the cooling taking place from 600°C to 450°C at an average cooling rate (CR1) ≤ 25 K/s and from 400°C to 220°C at an average cooling rate (CR2) ≤ 20 K/s. The invention also relates to a sheet steel product having an optimal property profile for forming.

Description

Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts, Stahlflachprodukt undMethod for producing a steel flat product, steel flat product and
Verwendung eines solchen Stahlflachprodukts Use of such a flat steel product
Die Erfindung betrifft ein für ein Presshärten geeignetes beschichtetes Stahlflachprodukt, welches eine besonders gute Alterungsbeständigkeit aufweist, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung. The invention relates to a coated flat steel product which is suitable for press hardening and which has particularly good aging resistance, as well as a method for its production.
Als „Stahlflachprodukte“ werden hier Walzprodukte verstanden, deren Länge und Breite jeweils wesentlich größer sind als ihre Dicke. Hierzu zählen insbesondere Stahlbänder, Stahlbleche oder hieraus gewonnene Zuschnitte oder Platinen und desgleichen. Unter Zuschnitten und Platinen werden von den Stahlbändern oder -blechen abgeteilte Blechtafeln verstanden, die komplexere Umrisse als die Stahlbänder oder Stahlbleche haben und eine für eine Umformung zu einem Bauteil geeignete Form aufweisen. “Flat steel products” are understood here to mean rolled products, the length and width of which are each significantly greater than their thickness. These include, in particular, steel strips, steel sheets or blanks or blanks obtained therefrom and the like. Blanks and blanks are to be understood as metal sheets separated from the steel strips or sheets, which have more complex outlines than the steel strips or steel sheets and which have a shape suitable for forming into a component.
Im vorliegenden Text sind, soweit nicht explizit etwas anderes vermerkt ist, Angaben zu den Gehalten von Legierungsbestandteilen stets in Gew.-% gemacht. Unless explicitly stated otherwise, information on the content of alloy components is always given in% by weight in the present text.
Die Alterung von Stahl wird durch freien Kohlenstoff im Ferrit hervorgerufen. Bei Temperaturen von über 300 °C ist die Löslichkeit von Kohlenstoff in Ferrit deutlich größer als bei Raumtemperatur, sodass sich ein gewisser freier Kohlenstoffgehalt einstellt. Temperaturen von über 300 °C werden in der Regel bei Beschichtungsprozessen wie zum Beispiel beim Schmelztauchbeschichten erreicht. Bei den für Beschichtungsprozesse typischen Temperatur- und Zeitverläufen kann somit Kohlenstoff im Stahl diffundieren. Der Anteil freien Kohlenstoffs bei Raumtemperatur ist dann deutlich größer als der Gleichgewichtsgehalt, da die Annäherung an das thermodynamische Gleichgewicht eine längere Zeitspanne benötigt, als während der auf die Beschichtung folgenden Abkühlung auf Raumtemperatur zur Verfügung stehen. Bei Raumtemperatur ist der Ferrit dann sehr stark mit Kohlenstoff übersättigt. Als interstitielles Legierungselement kann Kohlenstoff allerdings auch bei Raumtemperatur noch sehr langsam diffundieren und lagert sich an Fehlstellen, wie unter anderem auch an Versetzungen, an. Dieses Phänomen wird auch als Alterung und die an den Fehlstellen angelagerten interstitiell gelösten Atome als Cottrell-Wolken bezeichnet. Die Versetzungen werden durch den Kohlenstoff blockiert, sodass sich eine ausgeprägte Streckgrenze ergibt, welche für eine Kaltumformung sehr unerwünscht ist. Unter anderem wird ein Richten des Stahlflachprodukts durch das diskontinuierliche Verformungsverhalten erschwert. Der erhöhte Verformungswiderstand führt zu einem erhöhten Werkzeugverschleiß beim Platinenbeschnitt und eine mögliche anschließende tiefziehende Kaltumformung führt zu einer unebenen, ungleichmäßigen Oberfläche. Insofern sollte eine Alterung des Stahls durch freien Kohlenstoff nach Möglichkeit verhindert oder zumindest abgemildert werden. The aging of steel is caused by free carbon in the ferrite. At temperatures of over 300 ° C, the solubility of carbon in ferrite is significantly greater than at room temperature, so that a certain free carbon content is established. Temperatures of over 300 ° C are usually reached in coating processes such as hot dip coating. In the course of temperature and time typical for coating processes, carbon can diffuse in the steel. The proportion free Carbon at room temperature is then significantly greater than the equilibrium content, since the approach to thermodynamic equilibrium requires a longer period of time than is available during the cooling to room temperature following the coating. At room temperature the ferrite is then very heavily oversaturated with carbon. As an interstitial alloying element, however, carbon can still diffuse very slowly even at room temperature and attach to defects such as dislocations. This phenomenon is also referred to as aging and the interstitially dissolved atoms attached to the imperfections as Cottrell clouds. The dislocations are blocked by the carbon, so that there is a pronounced yield point, which is very undesirable for cold forming. Among other things, straightening the flat steel product is made more difficult by the discontinuous deformation behavior. The increased deformation resistance leads to increased tool wear when cutting blanks and a possible subsequent deep-drawing cold forming leads to an uneven, uneven surface. In this respect, aging of the steel due to free carbon should be prevented or at least mitigated as far as possible.
Aus EP 2848709 A1 ist ein Stahlflachprodukt bekannt, das aus einem Stahl gebildet wird, der 0,2 - 0,5 Gew.-% C, 0,5 - 3,0 Gew.-% Mn, 0,002 - 0,004 Gew.-% B sowie optional eines oder mehrere Elemente der Gruppe "Si, Cr, AI, Ti" in folgenden Gehalten enthält: 0,1 - 0,3 Gew.% Si, 0,1 - 0,5 Gew.-% Cr, 0,02 - 0,05 Gew.-% AI, 0,025 - 0,04 Gew. -% Ti. Das Stahlflachprodukt wird mit einem Korrosionsschutzüberzug beschichtet, der aus einer Aiuminium-Zink- Legierung gebildet ist. Das beschichtete Stahlflachprodukt ist zur Herstellung eines Bauteils mittels Presshärten vorgesehen. Entsprechend beschaffene Stahlflachprodukte sind nur in geringem Maße alterungsbeständig und weisen nach dem Beschichten und Altern eine stark ausgeprägte Streckgrenze auf. A flat steel product is known from EP 2848709 A1, which is formed from a steel containing 0.2-0.5% by weight of C, 0.5-3.0% by weight of Mn, 0.002-0.004% by weight. B and optionally one or more elements of the group "Si, Cr, Al, Ti" in the following contents: 0.1-0.3% by weight Si, 0.1-0.5% by weight Cr, 0, 02-0.05% by weight Al, 0.025-0.04% by weight Ti. The flat steel product is coated with an anti-corrosion coating which is formed from an aluminum-zinc alloy. The coated flat steel product is intended for the manufacture of a component by means of press hardening. Correspondingly designed flat steel products are only slightly resistant to aging and have a very pronounced yield point after coating and aging.
Aus der EP 2831 307A1 ist darüber hinaus ein Stahlblech bekannt, das aus, in Gew.-%, 0,18 - 0,35 % C, 1,0 - 3,0 % Mn, 0,01 - 1,0 % Si, 0,001 - 0,02 % P, 0,0005 - 0,01 % S, 0,001 - 0,01 % N, 0,01 % - 1,0 % AI, 0,005 - 0, 2% Ti,A steel sheet is also known from EP 2831 307A1, which is made from, in% by weight, 0.18-0.35% C, 1.0-3.0% Mn, 0.01-1.0% Si , 0.001 - 0.02% P, 0.0005 - 0.01% S, 0.001 - 0.01% N, 0.01% - 1.0% AI, 0.005 - 0.2% Ti,
0,0002 - 0,005 % B und 0,002 - 2.0 % Cr sowie als Rest aus Fe und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht. Dabei besteht das Gefüge des Stahlblechs, in Vol.-%, zu 50 % aus Ferrit mit einem Anteil von 30 % an nicht rekristallisiertem Ferrit. Gleichzeitig erfüll das aus den Kenngrößen CrO und CrM gebildete Verhältnis CrO/CrM die Bedingung CrO/CrM < 2, wobei CrO der jeweilige Gehalt an Cr ist, das in fester Lösung in Eisencarbid vorhanden ist, und CrM der Gehalt von Cr ist, das in fester Lösung im Basismaterial des Stahlflachprodukts vorhanden ist und wobei das aus den Kenngrößen Mhq und MnM gebildete Verhältnis Mhq/MhM die Bedingung, Mhq/MhM < 10, wobei Mhq der Gehalt an Mn ist, das in einer festen Lösung in Eisencarbid vorhanden ist, und MnM der Gehalt von Mn in fester Lösung im Basismaterial des Stahlflachprodukts ist. 0.0002-0.005% B and 0.002-2.0% Cr and the remainder of Fe and unavoidable impurities. The structure of the steel sheet consists of 50%, in vol .-%, of ferrite with a proportion of 30% of non-recrystallized ferrite. At the same time, the CrO / CrM ratio formed from the parameters CrO and CrM fulfills the condition CrO / CrM <2, where CrO is the respective content of Cr that is present in solid solution in iron carbide, and CrM is the content of Cr that is in solid solution is present in the base material of the flat steel product and where the ratio Mhq / MhM formed from the parameters Mhq and MnM the condition Mhq / MhM <10, where Mhq is the content of Mn that is present in a solid solution in iron carbide, and MnM is the content of Mn in solid solution in the base material of the flat steel product.
Des Weiteren ist aus der EP 2703511 A1 ein Stahlblech für das Heißpressformen bekannt, das aus, in Gew.-%, 0,10 - 0,35 % C, 0,01 - 1,0 Si, 0,3 - 2,3 % Mn, 0,01 - 0,5 % AI, < 0,03 % P, < 0,02 S, < 0,1 % N und als Rest aus Eisen und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, wobei die Standardabweichung des Durchmessers der Eisencarbide, welche in einem Dickenbereich vorhanden sind, der ausgehend von der Oberfläche des Blechs bis zu einem Viertel der dicke des Stahlblech reicht, kleiner oder gleich 0,8 pm ist. Furthermore, from EP 2703511 A1 a steel sheet for hot press molding is known, which is made from, in% by weight, 0.10-0.35% C, 0.01-1.0 Si, 0.3-2.3 % Mn, 0.01 - 0.5% AI, <0.03% P, <0.02 S, <0.1% N and the remainder consists of iron and unavoidable impurities, with the standard deviation of the diameter of the iron carbides, which are present in a thickness range which, starting from the surface of the sheet metal, extends up to a quarter of the thickness of the steel sheet, is less than or equal to 0.8 μm.
Bei der Herstellung von Automobilbauteilen werden Stähle üblicherweise kaltumgeformt (z.B. beim Schneiden, Richten und Umformen). Hierfür ist eine gute Maßhaltigkeit, Qualität der Schnittkanten und ebenmäßigere Oberfläche der kaltverformten Teile wünschenswert. Für eine bleibende gewünschte plastische Dehnung („Umformung") müssen die obere Streckgrenze ReH und die untere Streckgrenze ReL überschritten werden. Von Vorteil für die Umformung ist dabei, wenn ReH und ReL den gleichen Wert oder zumindest nur sehr wenig voneinander abweichen, da dann eine gleichmäßige und definierte Umformung bereitgesteiit werden kann, was sich gut auf die Verarbeitbarkeit auswirkt. Bei Stahlflachprodukten, die keine ausgeprägte Streckgrenze aufweisen, bei denen also der Bereich der elastischen Verformung kontinuierlich in den Bereich der plastischen Verformung übergeht, wird als Kennwert ersatzweise die so genannte Rp0,2-Dehngrenze angegeben, das heißt die Spannung, bei der bei einer Verformung eine bleibende Dehnung um exakt 0,2 % verursacht wird. In the manufacture of automotive components, steels are usually cold-formed (e.g. when cutting, straightening and forming). For this, good dimensional accuracy, quality of the cut edges and a more even surface of the cold-formed parts are desirable. For the desired permanent plastic elongation ("deformation"), the upper yield point ReH and the lower yield point ReL must be exceeded even and defined deformation can be prepared, which has a good effect on the processability. In the case of flat steel products that do not have a pronounced yield point, i.e. in which the area of elastic deformation continuously merges into the area of plastic deformation, the so-called Rp0.2 yield point is specified as an alternative, i.e. the stress at which during deformation permanent elongation of exactly 0.2% is caused.
Neben einem optimierten Umformverhalten sollen Stahlflachprodukte, die für die Herstellung von Teilen für Automobilkarosserien bestimmt sind, auch ein gutes Verhalten im Fall eines Crashs zeigen. Um diese Anforderung zu erfüllen, ist eine hohe Duktilität bei gleichzeitig hoher Festigkeit wünschenswert, im Crashfali kommt es sowohl bei lateraler wie auch bei axialer Belastung zu einer Biegebeanspruchung des Bleches, die schließlich zu einer Faltenbildung führt. Je stärker sich eine Falte ausbilden kann (bei gleicher Festigkeit des Materials), ohne dass der Werkstoff versagt, desto besser ist die Energieaufnahme des entsprechenden Bauteils. In addition to optimized forming behavior, flat steel products intended for the manufacture of parts for automobile bodies should also show good behavior in the event of a crash. In order to meet this requirement, a high ductility with high strength at the same time is desirable; in the event of a crash, both lateral and axial loads cause bending stress on the sheet metal, which ultimately leads to the formation of wrinkles. The stronger a fold can form (with the same strength of the material) without the material failing, the better the energy absorption of the corresponding component.
Für eine Weiterverarbeitung im Karosseriebau ist zudem eine gute Eignung zum Punktschweißen wünschenswert. Dies bedeutet, dass im Bereich des Schweißpunkts ein gutes Festigkeits-/ Duktilitäts-Verhältnis erhalten bleiben soll, dass im Idealfall auf dem Niveau des nicht geschweißten oder in der Wärmeeinflusszone liegenden Gefügebestandteils liegt. Geringe Korngrößen im Gefüge tragen zur Festigkeit und Duktilität von Stahlflachprodukten, der hier in Rede stehenden Art, bei. For further processing in bodywork, good suitability for spot welding is also desirable. This means that a good strength / ductility ratio should be maintained in the area of the welding point, which ideally is at the level of the non-welded part or the part of the structure that is in the heat-affected zone. Small grain sizes in the structure contribute to the strength and ductility of flat steel products of the type in question.
Vor diesem Hintergrund hat sich die Aufgabe ergeben, ein Verfahren zu schaffen, welches die Herstellung von Stahlflachprodukten ermöglicht, die im besonderen Maße für eine Umformung zu Blechbauteilen geeignet sind und dabei eine gute Schweißeignung aufweisen sowie nach einer Umformung zu einem Karosseriebauteil ein besonders gutes Crashverhalten zeigen. Ebenso sollte ein Stahlflachprodukt angegeben werden, dass sich optimal für eine Umformung zu einem Blechbauteil eignet. Against this background, the task has arisen to create a method that enables the production of flat steel products that are particularly suitable for forming into sheet metal components and that are suitable for welding and that show particularly good crash behavior after forming into a body component . as well a flat steel product should be specified that is ideally suited for forming into a sheet metal component.
In Bezug auf das Verfahren schlägt die Erfindung zur Lösung dieser Aufgabe vor, dass bei der Herstellung von Stahlflachprodukten mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Verfahrensschritte absolviert werden. 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. With regard to the method, the invention proposes to solve this problem that at least the method steps specified in claim 1 are completed in the production of flat steel products. It goes without saying that when carrying out the method according to the invention, the person skilled in the art not only completes the method steps mentioned in the claims and explained here, but also carries out all other steps and activities that regularly occur in the practical implementation of such methods in the prior art be carried out if the need arises.
Ein die voranstehend genannte Aufgabe lösendes Stahlflachprodukt weist erfindungsgemäß mindestens die in Anspruch 8 angegebenen Merkmale auf. According to the invention, a flat steel product that achieves the object mentioned above has at least the features specified in claim 8.
Ein derart beschaffenes Stahlflachprodukt weist ein Eigenschaftsspektrum auf, aufgrund dessen es sich insbesondere für die Verformung zu einem Blechbauteil verwenden lässt. A flat steel product made in this way has a range of properties on the basis of which it can be used in particular for deformation into a sheet metal component.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden, wie der allgemeine Erfindungsgedanke, nachfolgend im Einzelnen erläutert. Advantageous embodiments of the invention are specified in the dependent claims and, like the general inventive concept, are explained in detail below.
Im Arbeitsschritt a) der erfindungsgemäßen Herstellung eines Stahlflachprodukts wird somit eine Stahlschmelze erschmolzen, die aus, in Gew.-%, C: 0,10 - 0,4 %, Si: 0,05 - 0,5 %, Mn: 0,5 - 3,0 %, AI: 0,01 - 0,2 %, Cr: 0,005 - 1,0 %, V: 0,001 - 0,2 %, sowie jeweils optional einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 - 0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1 ,0 %, W: 0,001 - 1 ,0 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei zu den Verunreinigungen bis zu 0,1 % P, bis zu 0,05 % S und bis zu 0,02 % N zählen. In step a) of the production of a flat steel product according to the invention, a steel melt is melted which consists of, in% by weight, C: 0.10-0.4%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0, 5 - 3.0%, AI: 0.01 - 0.2%, Cr: 0.005 - 1.0%, V: 0.001 - 0.2%, and optionally one or more elements from group "B," Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W "in the following contents B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001 - 0.1%, Nb: 0.001 - 0.1%, Ni: 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01-0.8%, Mo: 0.002-1.0%, W: 0.001-1.0% and the remainder of iron and unavoidable impurities, with the Count impurities up to 0.1% P, up to 0.05% S, and up to 0.02% N.
Kohlenstoff wirkt in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten verzögernd auf die Bildung von Ferrit und Bainit, Gleichzeitig wird Austenit stabilisiert und die Ac3- Temperatur verringert. Der Kohlenstoffgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf 0,10 und 0,4 Gew,-% beschränkt. Ein Kohlenstoffgehalt von mindestens 0,10 Gew,-% ist erforderlich, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts und die Zugfestigkeit des pressgehärteten Produkts von mindestens 1000 MPa zu gewährleisten, Soll ein höheres Festigkeitsniveau angestrebt werden, so werden bevorzugt C-Gehalte von mindestens 0,15 Gew.-% eingestellt. Wird der C-Gehalt weiter angehoben auf Werte von mindestens 0,19 Gew,-%, insbesondere mindestens 0,205 Gew.- %, so kann überdies die Härtbarkeit verbessert werden, sodass das Stahlflachprodukt eine sehr gute Kombination aus Härtbarkeit und Festigkeit aufweist. Kohlenstoffgehalte größer 0,4 Gew.-% wirken sich jedoch nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts aus, da C-Gehalte größer 0,4 Gew.-% während des Presshärtens die Bildung spröden Martensits fördern. Durch hohe C-Gehalte kann darüber hinaus die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden. Um die Schweißbarkeit zu verbessern, kann der Kohlenstoffgehalt bevorzugt auf höchstens 0,3 Gew.-% eingestellt werden. Bei C-Gehalten von höchstens 0,25 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,235 Gew.- %, kann die Schweißbarkeit nochmals deutlich verbessert und zusätzlich ein gutes Verhältnis von Kraftaufnahme und maximalem Biegewinkel im Biegeversuch nach VDA238-100 im pressgehärteten Zustand erreicht werden.In flat steel products according to the invention, carbon has a retarding effect on the formation of ferrite and bainite. At the same time, austenite is stabilized and the Ac3 temperature is reduced. The carbon content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited to 0.10 and 0.4% by weight. A carbon content of at least 0.10% by weight is required to ensure the hardenability of the flat steel product and the tensile strength of the press-hardened product of at least 1000 MPa. If a higher level of strength is to be aimed for, C contents of at least 0.15 are preferred Wt .-% adjusted. If the C content is increased further to values of at least 0.19% by weight, in particular at least 0.205% by weight, the hardenability can also be improved so that the flat steel product has a very good combination of hardenability and strength. However, carbon contents greater than 0.4% by weight have a disadvantageous effect on the mechanical properties of the flat steel product, since C contents greater than 0.4% by weight promote the formation of brittle martensite during press hardening. The weldability can also be negatively influenced by high carbon contents. In order to improve weldability, the carbon content can preferably be set to 0.3% by weight or less. With C contents of at most 0.25% by weight, in particular at most 0.235% by weight, the weldability can be significantly improved again and a good ratio of force absorption and maximum bending angle can be achieved in the bending test according to VDA238-100 in the press-hardened state.
Silizium wird zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit des Stahlflachprodukts sowie der Festigkeit des pressgehärteten Produkts über Mischkristallverfestigung verwendet. Silizium ermöglicht außerdem den Einsatz von Ferro-Silizio-Mangan als Legierungsmittel, was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt. Ab einem Si-Gehalt von 0,05 Gew.-% stellt sich bereits ein Härtungseffekt ein. Ab einem Si-Gehalt von mindestens 0,15 Gew.- %, insbesondere mindestens 0,20 Gew.-% tritt ein signifikanter Anstieg der Festigkeit auf. Si-Gehaite oberhalb von 0,5 Gew,-% wirken sich nachteilig auf das Beschichtungsverhalten aus, insbesondere bei Al-basierten Beschichtungen. Si-Gehaite von höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,30 Gew.-% werden bevorzugt eingestellt, um die Oberflächenqualität des beschichteten Stahlflachprödukts zu verbessern. Silicon is used to further increase the hardenability of the flat steel product and the strength of the press-hardened product via solid solution strengthening. Silicon also enables ferro-silicon-manganese to be used as an alloying agent, which has a positive effect on production costs. A hardening effect occurs from an Si content of 0.05% by weight. From an Si content of at least 0.15% by weight, in particular at least 0.20% by weight, there is a significant increase in the Firmness on. Si contents above 0.5% by weight have a disadvantageous effect on the coating behavior, especially in the case of Al-based coatings. Si contents of at most 0.4% by weight, in particular at most 0.30% by weight, are preferably set in order to improve the surface quality of the coated flat steel product.
Mangan wirkt als härtendes Element, indem es die Ferrit- und die Bainitbildung stark verzögert. Bei Mangangehalten kleiner 0,5 Gew.-% werden während des Presshärtens selbst bei sehr schnellen Abkühlgeschwindigkeiten Ferrit und Bainit gebildet, was vermieden werden sollte. Mn-Gehalte von mindestens 0,9 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,10 Gew.-%, sind bevorzugt, wenn ein martensitisches Gefüge insbesondere in Bereichen größerer Umformung gewährleistet werden soll. Mangangehalte von mehr als 3,0 Gew. -% wirken sich nachteilig auf die Verarbeitungseigenschaften aus, weshalb der Mn-Gehalt erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte auf höchstens 3,0 Gew.-% beschränkt ist. Vor allem die Schweißbarkeit ist stark eingeschränkt, weshalb der Mn- Gehalt bevorzugt auf höchstens 1,6 Gew.-% und insbesondere auf 1,30 Gew.- % beschränkt ist. Mangangehalte kleiner oder gleich 1 ,6 Gew,-% werden darüber hinaus auch aus ökonomischen Gründen bevorzugt. Manganese acts as a hardening element by greatly delaying the formation of ferrite and bainite. With manganese contents of less than 0.5% by weight, ferrite and bainite are formed during press hardening even at very fast cooling speeds, which should be avoided. Mn contents of at least 0.9% by weight, in particular at least 1.10% by weight, are preferred if a martensitic structure is to be ensured, especially in areas of greater deformation. Manganese contents of more than 3.0% by weight have a disadvantageous effect on the processing properties, which is why the Mn content of flat steel products according to the invention is limited to a maximum of 3.0% by weight. Above all, the weldability is severely restricted, which is why the Mn content is preferably limited to a maximum of 1.6% by weight and in particular to 1.30% by weight. Manganese contents less than or equal to 1.6% by weight are also preferred for economic reasons.
Aluminium wird als Desoxidationsmittel zur Abbindung von Sauerstoff eingesetzt; Zudem hemmt Aluminium die Zementitbildung. Zur sicheren Abbindung von Sauerstoff werden mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,02 Gew.-%, Aluminium im Stahl benötigt. Da allerdings auch die Ac3-Temperatur deutlich mit steigendem Al-Legierungsgehalt nach oben verschoben wird, ist der Al-Gehalt auf 0,2 Gew.-% begrenzt. Ab einem Gehalt von 0,2 Gew.-% behindert AI die Umwandlung in den Austenit vor dem Presshärten zu stark, sodass die Austenitisierung nicht mehr zeit- undenergieeffizient durchgeführt werden kann. Für übliche Ofentemperaturen zwischen 850 und 950 °C, welche zum Austenitisieren vor dem Presshärten eingestellt werden, wird bevorzugt ein Al-Gehalt von höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,05 Gew,-%, eingestellt, um den Stahl vollständig zu austenitisieren. Aluminum is used as a deoxidizer to bind oxygen; In addition, aluminum inhibits the formation of cementite. For reliable binding of oxygen, at least 0.01% by weight, in particular at least 0.02% by weight, of aluminum is required in the steel. However, since the Ac3 temperature is also shifted upwards significantly with increasing Al alloy content, the Al content is limited to 0.2% by weight. From a content of 0.2% by weight, AI hampers the transformation into austenite before press hardening too much, so that austenitizing can no longer be carried out in a time and energy-efficient manner. For normal furnace temperatures between 850 and 950 ° C, which are set for austenitizing before press hardening, an Al content of at most 0.1% by weight is preferred, in particular at most 0.05% by weight, adjusted in order to completely austenitize the steel.
Chrom wird dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,005 - 1,0 Gew.-% zugegeben, Chrom beeinflusst die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts, indem es die diffusive Umwandlung während des Presshärtens verlangsamt. Chrom wirkt in erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten ab einem Gehalt von 0,005 Gew.-% günstig auf die Härtbarkeit, wobei ein Cr-Gehalt von mindestens 0,1 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,18 Gew.-%, für eine sichere Prozessführung, vor allem zur Verhinderung der Bainitbildung, bevorzugt wird. Enthält der Stahl mehr als 1,0 Gew.-% Chrom, so verschlechtert sich das Beschichtungsverhalten. Um eine gute Oberflächenqualität zu erhalten, kann der Cr-Gehalt bevorzugt auf höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 0,28 Gew.-%, begrenzt sein. Chromium is added to the steel of a flat steel product according to the invention in contents of 0.005-1.0% by weight. Chromium influences the hardenability of the flat steel product by slowing down the diffusive transformation during press hardening. Chromium has a favorable effect on hardenability in steel flat products according to the invention from a content of 0.005% by weight, with a Cr content of at least 0.1% by weight, in particular at least 0.18% by weight, for reliable process management especially to prevent bainite formation, is preferred. If the steel contains more than 1.0% by weight of chromium, the coating behavior deteriorates. In order to obtain a good surface quality, the Cr content can preferably be limited to a maximum of 0.4% by weight, in particular to a maximum of 0.28% by weight.
Vanadium (V) kommt im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eine besondere Bedeutung zu. Vanadium ist ein sehr kohlenstoffaffines Element. Wenn Vanadium frei, das heißt in ungebundenem oder gelöstem Zustand, vorfiegt, kann es übersättigt gelösten Kohlenstoff in Form von Karbiden oder Clustern binden oder zumindest seine Diffusionsgeschwindigkeit verringern. Entscheidend ist dabei, dass V in gelöstem Zustand vorliegt. Überraschenderweise haben sich insbesondere sehr geringe V-Gehalte als besonders günstig für die Alterungsbeständigkeit erwiesen. Bei höheren V- Gehalten können sich schon bei höheren Temperaturen größere Vanadiumkarbide bilden, welche sich dann bei Temperaturen von 650 - 900 °C, welche typisch für Durchlaufglühen von Schmelztauchbeschichtungsanlagen sind, nicht mehr auflösen. Schon kleinste Mengen Vanadium von 0,001 Gew.-% können bereits freien Kohlenstoff bei der Anlagerung an Versetzungen behindern. Ab einem V-Gehalt von 0,2 Gew.-% tritt keine Verbesserung der Alterungsbeständigkeit mehr durch Vanadium auf. Die alterungshemmende Wirkung von Vanadium ist bei Gehalten bis zu 0,009 Gew.-% besonders ausgeprägt, wobei sich ein maximaler Effekt ab einem bevorzugten Gehalt von 0,002 Gew.-% einstellt. Bei Gehalten größer 0,009 Gew.-% bilden sich vermehrt Vanadiumkarbide. Vanadiumkarbide können ab einem Vanadiumgehalt im Stahl von 0,009 Gew.-% nicht bei Temperaturen von 700 bis 900 °C, welche zum Beispiel typisch für Glühtemperaturen in einerSchmelztauchbeschichtungsanlage sind, aufgelöst werden. Mit zunehmendem Vanadiumgehalt steht nicht unweigerlich mehr freies Vanadium zur Verfügung, da die Ausscheidungskinetik von Vanadiumkarbiden immer weiter beschleunigt wird, spdass die Vanadiumkarbide zwar größer und stabiler werden, der Anteil gelösten Vanadiums aber nicht weiter zunimmt. Dieser Effekt tritt insbesondere bei Gehalten von mehr als 0,030 Gew.-% auf, weshalb der Gehalt bevorzugt auf Werte von höchstens 0,030 Gew.-% eingestellt wird. Da Vanadium neben der Verringerung von Alterungseffekten auch zur Steigerung der Festigkeit durch Ausscheidungsverfestigung beiträgt, können höhere Gehalte von bis zu 0,2 Gew.-% bevorzugt zur Festigkeitssteigerung eingestellt werden. Der Vanadiumgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist zum einen aus Kostengründen auf höchstens 0,2 Gew.-% beschränkt. Zum anderen bewirken höhere Gehalte keine wesentliche Verbesserung der mechanischen Eigenschaften. Vanadium (V) is of particular importance in the steel of a flat steel product according to the invention. Vanadium is a very carbon-affine element. If vanadium is free, that is, in the unbound or dissolved state, it can bind supersaturated dissolved carbon in the form of carbides or clusters or at least reduce its diffusion rate. It is crucial that V is in a dissolved state. Surprisingly, very low V contents in particular have proven to be particularly favorable for the aging resistance. With higher V contents, larger vanadium carbides can form even at higher temperatures, which then no longer dissolve at temperatures of 650 - 900 ° C, which are typical for continuous annealing in hot-dip coating systems. Even the smallest amounts of vanadium of 0.001% by weight can prevent free carbon from attaching to dislocations. From a V content of 0.2% by weight, there is no longer any improvement in the aging resistance due to vanadium. The anti-aging effect of vanadium is special at contents of up to 0.009% by weight pronounced, with a maximum effect starting from a preferred content of 0.002% by weight. At contents greater than 0.009% by weight, more vanadium carbides are formed. Vanadium carbides with a vanadium content of 0.009% by weight in the steel cannot be dissolved at temperatures of 700 to 900 ° C, which are typical, for example, for annealing temperatures in a hot dip coating system. With an increasing vanadium content, there is not inevitably more free vanadium available, since the elimination kinetics of vanadium carbides are accelerated further and further, so that the vanadium carbides become larger and more stable, but the proportion of dissolved vanadium does not increase any further. This effect occurs in particular with contents of more than 0.030% by weight, which is why the content is preferably set to values of at most 0.030% by weight. Since vanadium, in addition to reducing the effects of aging, also contributes to an increase in strength through precipitation strengthening, higher contents of up to 0.2% by weight can preferably be set to increase strength. The vanadium content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited, on the one hand, to a maximum of 0.2% by weight for reasons of cost. On the other hand, higher contents do not lead to any significant improvement in the mechanical properties.
Phosphor (P) und Schwefel (S) sind Elemente, die als Verunreinigungen durch Eisenerz in den Stahl eingeschleppt werden und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden können. Phosphor ist ein stark seigerndes Element. Eine Schmelze, die vollständig frei von Phosphor und Schwefel ist, ist jedoch technisch unrealistisch, so dass immer von einem gewissen P-Gehalt und S-Gehalt ausgegangen werden muss, die größer Null sind (P-Gehalt > 0 Gew.-%, S-Gehalt > 0 Gew.-%). In der Schmelze vorhandenes Phosphor bildet Seigerungen, die sich ungünstig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahls auswirken. Auch führen höhere S- Gehalte zu einer Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften durch Versprödung. Der P-Gehalt und der S-Gehalt eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahls sollten daher so gering wie möglich gehalten werden, um eine optimale Zähigkeit, welche sich in guten Werten für die Kerbschlagarbeitäußert, zu erreichen. Ab P-Gehalten von 0,1 Gew.-% tritt zudem eine zunehmende Versprödung des Martensits auf, weshalb der P-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,1 Gew,-%, insbesondere höchstens 0,02 Gew.-%, begrenzt ist. Der S-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist gleichzeitig auf höchstens 0,05 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,003 Gew.-%, begrenzt, um negative Einflüsse der technisch unvermeidbaren Anwesenheit von S sicher zu vermeiden. Phosphorus (P) and sulfur (S) are elements that are introduced into the steel as impurities by iron ore and cannot be completely eliminated in the large-scale steelworks process. Phosphorus is a strongly segregating element. However, a melt that is completely free of phosphorus and sulfur is technically unrealistic, so that a certain P content and S content that are greater than zero must always be assumed (P content> 0% by weight, S Content> 0% by weight). Phosphorus present in the melt forms segregations which have an adverse effect on the mechanical properties of the steel. Higher S contents also lead to a deterioration in the mechanical properties due to embrittlement. The P content and the S content of a steel processed according to the invention should therefore be kept as low as possible to achieve an optimal toughness, which is expressed in good values for the impact energy. From P contents of 0.1% by weight, the martensite becomes increasingly brittle, which is why the P content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.1% by weight, in particular a maximum of 0.02% by weight is. At the same time, the S content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.05% by weight, in particular a maximum of 0.003% by weight, in order to reliably avoid negative influences of the technically unavoidable presence of S.
Stickstoff (N) ist aufgrund des Stahlfertigungsprozesses in geringen Mengen im Stahl vorhanden. Der N-Gehalt ist möglichst gering zu halten und sollte höchstens 0,02 Gew.-% betragen. Insbesondere bei Legierungen, die Bor enthalten, ist Stickstoff schädlich, da es durch die Bildung von Bornitriden den umwandlungsverzögernden Effekt von Bor verhindert, weshalb der Stickstoffgehalt in diesem Fall bevorzugt höchstens 0,01 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,007 Gew.-%, betragen sollte. Nitrogen (N) is present in small amounts in steel due to the steel making process. The N content is to be kept as low as possible and should be at most 0.02% by weight. In the case of alloys containing boron in particular, nitrogen is harmful, since it prevents the conversion-retarding effect of boron through the formation of boron nitrides, which is why the nitrogen content in this case is preferably not more than 0.01% by weight, in particular not more than 0.007% by weight, should be.
Bor, Titan, Niob, Nickel, Kupfer, Molybdän und Wolfram können dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts jeweils einzeln oder in Kombination miteinander optional hinzulegiert werden. Boron, titanium, niobium, nickel, copper, molybdenum and tungsten can optionally be added to the steel of a flat steel product according to the invention individually or in combination with one another.
Bor kann optional hinzulegiert werden, um die Härtbarkeit des Stahlflachprodukts zu verbessern, indem auf den Austenitkorngrenzen angelagerte Boratome oder Borausscheidungen die Korngrenzenenergie verringern, wodurch die Nukleation von Ferrit während des Presshärtens unterdrückt wird. Ein deutlicher Effekt auf die Härtbarkeit tritt bei Gehalten von mindestens 0,0005 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0020 Gew,-%, auf. Bei Gehalten über 0,01 Gew.-% bilden sich hingegen vermehrt Borkarbide, Bornitride oder Bornitrokarbide, welche wiederum bevorzugte Keimstellen für die Nukleation von Ferrit darstellen und den härtenden Effekt wieder absenken. Aus diesem Grund wird der Borgehalt auf höchstens 0,01 Gew,-%, insbesondere höchstens 0,0035 Gew,-%, beschränkt. Bei einer Zulegierung von Bor wird bevorzugtauch Titan zur Abbindung von Stickstoff hinzulegiert. Der Ti- Gehalt sollte in diesem Fall bevorzugt mindestens das 3,42-fache des Gehalts an Stickstoff betragen. Boron can optionally be added to the alloy in order to improve the hardenability of the flat steel product by boron atoms or boron precipitates deposited on the austenite grain boundaries reducing the grain boundary energy, as a result of which the nucleation of ferrite is suppressed during press hardening. A clear effect on the hardenability occurs at contents of at least 0.0005% by weight, in particular at least 0.0020% by weight. In contrast, at contents above 0.01% by weight, boron carbides, boron nitrides or boron nitrocarbides are increasingly formed, which in turn represent preferred nucleation sites for the nucleation of ferrite and reduce the hardening effect again. For this reason, the boron content is limited to a maximum of 0.01% by weight, in particular a maximum of 0.0035% by weight. With an addition of Boron is preferably also alloyed with titanium to bind nitrogen. In this case, the Ti content should preferably be at least 3.42 times the nitrogen content.
Titan (Ti) ist ein Mikrolegierungselement, welches optional hinzulegiert werden kann, um zur Kornfeinung beizutragen. Außerdem bildet Titan mit Stickstoff grobe Titannitride, weshalb der Ti-Gehalt vergleichsweise gering gehalten werden soll. Titan bindet Stickstoff ab und ermöglicht Bor so, seine stark ferrithemmende Wirkung zu entfalten. Für eine ausreichende Abbindung von Stickstoff wird mindestens das 3,42-fache des Stickstoffgehalts benötigt, wobei mindestens 0,001 Gew.-% Ti, bevorzugt m indestens 0,023 Gew.-% Ti, für eine ausreichende Verfügbarkeit hinzugegeben werden sollten. Ab 0,1 Gew.-% Ti verschlechtert sich die Kaltwalzbarkeit und Rekristallisierbarkeit deutlich, weshalb größere Ti-Gehalte vermieden werden sollten. Um die Kaltwalzbarkeit zu verbessern, kann der Ti-Gehalt bevorzugt auf 0,038 Gew.-% beschränkt sein. Titanium (Ti) is a micro-alloy element, which can optionally be added in order to contribute to grain refinement. In addition, titanium forms coarse titanium nitrides with nitrogen, which is why the Ti content should be kept comparatively low. Titanium binds nitrogen and enables boron to develop its strong ferrite-inhibiting effect. For sufficient binding of nitrogen, at least 3.42 times the nitrogen content is required, at least 0.001% by weight of Ti, preferably at least 0.023% by weight of Ti, should be added for sufficient availability. From 0.1% by weight Ti, the cold-rollability and recrystallizability deteriorate significantly, which is why larger Ti contents should be avoided. In order to improve cold rollability, the Ti content may preferably be limited to 0.038 wt%.
Niob (Nb) kann optional hinzulegiert werden, um ab einem Gehalt von 0,001 Gew.-% zur Kornfeinung beizutragen. Allerdings verschlechtert Niob die Rekristallisierbarkeit des Stahls. Bei einem Nb-Gehalt von über 0,1 Gew.-% lässt sich der Stahl nicht mehr in üblichen Durchlauföfen vor der Feuerbeschichtung rekristallisieren. Um das Risiko einer Verschlechterung der Rekristallisierbarkeit zu reduzieren, kann der Nb-Gehalt bevorzugt auf 0,003 Gew.-% beschränkt werden. Niobium (Nb) can optionally be added in order to contribute to grain refinement from a content of 0.001% by weight. However, niobium impairs the recrystallizability of the steel. If the Nb content exceeds 0.1% by weight, the steel can no longer be recrystallized in conventional continuous furnaces prior to hot-dip coating. In order to reduce the risk of deterioration in recrystallizability, the Nb content can preferably be restricted to 0.003% by weight.
Kupfer (Cu) kann optional hinzulegiert werden, um bei Zugaben von mindestens 0,01 Gew.-% die Härtbarkeit zu erhöhen Darüber hinaus verbessert Kupfer den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion unbeschichteter Bleche oder Schnittkanten. Ab einem Gehalt von 0,8 Gew.-% verschlechtert sich die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an der Oberfläche deutlich, weshalb der Cu-Gehalt auf höchstens 0,8 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,10 Gew.-%, beschränkt ist. Nickel (Ni) stabilisiert die austenitische Phase und kann optional hinzulegiert werden, um die Ac3-Temperatur zu verringern und die Bildung von Ferrit und Bainit zu unterdrücken, Nickel hat darüber hinaus einen positiven Einfluss auf die Warmwalzbarkeit, insbesondere, wenn der Stahl Kupfer enthält, Köpfer verschlechtert die Warmwalzbarkeit. Um dem negativen Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit entgegenzuwirken, können dem Stahl 0,01 Gew.-% Nickel hinzulegiert werden. Aus ökonomischen Gründen sollte der Nickelgehalt auf höchstens 0,4 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,10 Gew.-%, beschränkt bleiben. Copper (Cu) can optionally be added in order to increase the hardenability with additions of at least 0.01% by weight. In addition, copper improves the resistance to atmospheric corrosion of uncoated sheets or cut edges. From a content of 0.8% by weight, the hot-rollability deteriorates significantly due to low-melting Cu phases on the surface, which is why the Cu content is reduced to a maximum of 0.8% by weight, preferably a maximum of 0.10% by weight, is limited. Nickel (Ni) stabilizes the austenitic phase and can optionally be added to the alloy in order to reduce the Ac3 temperature and suppress the formation of ferrite and bainite, nickel also has a positive influence on hot rollability, especially if the steel contains copper, Köpfer deteriorates hot rollability. To counteract the negative influence of copper on hot rollability, 0.01% by weight of nickel can be added to the steel. For economic reasons, the nickel content should remain limited to a maximum of 0.4% by weight, in particular a maximum of 0.10% by weight.
Molybdän (Mo) kann zur Verbesserung der Prozessstabilität optional hinzugegeben werden, da es die Ferritbildung deutlich verlangsamt. Ab Gehalten von 0,002 Gew.-% bilden sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden auf den Korngrenzen, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusive Phasenumwandlungen deutlich verlangsamen. Außerdem wird durch Molybdän die Korngrenzenenergie verringert, was die Nukleationsrate von Ferrit verringert. Aufgrund der hohen Kosten, welche mit einer Legierung von Molybdän verbunden sind, sollte der Gehalt höchstens 1 ,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,1 Gew.-%, betragen. Molybdenum (Mo) can optionally be added to improve process stability, as it significantly slows down the formation of ferrite. From a content of 0.002% by weight molybdenum-carbon clusters up to ultrafine molybdenum carbides form dynamically on the grain boundaries, which significantly slow down the mobility of the grain boundary and thus diffusive phase transformations. In addition, molybdenum lowers the grain boundary energy, which lowers the rate of nucleation of ferrite. Because of the high costs associated with an alloy of molybdenum, the content should be at most 1.0% by weight, preferably at most 0.1% by weight.
Wolfram (W) kann optional in Gehalten von 0,001 - 1,0 Gew.-% zur Verlangsamung der Ferritbildung hinzulegiert werden. Ein positiver Effekt auf die Härtbarkeit ergibt sich bereits bei W-Gehalten von mindestens 0,001 Gew.- %. Aus Kostengründen werden maximal 1 ,0 Gew.-% Wolfram hinzulegiert. Tungsten (W) can optionally be added in contents of 0.001-1.0% by weight to slow down the formation of ferrite. A positive effect on the hardenability already results with W contents of at least 0.001% by weight. For cost reasons, a maximum of 1.0% by weight of tungsten is added.
Die Zusammensetzung und die bei der Erzeugung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts durchgeführten Arbeitsschritte und Verfahrensparameter sind so gewählt, dass sich an der Blechoberseite und der Blech Unterseite optimale Biegeeigenschaften einstellen. Hierbei geht die Erfindung von der Kenntnis aus, dass die Umformbarkeit wie auch das Crashverhalten durch die Duktilität eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bestimmt werden. Bei der Umformung an engen Radien oder auch bei einem Crash ist das Ertragen einer hohen Biegebelastung wünschenswert. Bei Betrachtung des Querschnitts ergibt sich über die Blechdicke ein Spannungsprofil. In der Blechmitte liegt eine neutrale Faser, die keine nennenswerten Spannungen erfährt, auf der Innenseite der Biegung liegen überwiegend Druckspannungen vor, während an der Außenfaser Zugspannungen hervorgerufen werden - je weiter dieThe composition and the work steps and process parameters carried out in the production of a flat steel product according to the invention are selected in such a way that optimum bending properties are established on the upper side of the sheet metal and the lower side of the sheet metal. The invention is based on the knowledge that the formability as well as the crash behavior are determined by the ductility of a flat steel product according to the invention. When reshaping on tight radii or in the event of a crash, this is bearable a high bending load is desirable. When considering the cross-section, a stress profile results over the sheet thickness. In the middle of the sheet there is a neutral fiber that does not experience any significant stresses, while on the inside of the bend there are predominantly compressive stresses, while tensile stresses are caused on the outer fiber - the further the bend
Entfernung von der neutralen Faser, desto größer sind die Zugspannungen. Da Stähle im Allgemeinen sensibler im Hinblick auf das Versagen von Zugspannungen reagieren als auf Druckspannungen, kommt es zunächst zu einem Anriss im Bereich der Außenfaser des Bleches. Daher wirkt sich eine Zunahme der Duktilität in der Außenfaser besonders positiv auf die Höhe der ertragbaren Biegebelastung aus. Erfindungsgemäß werden hierzu schon beim Vergießen der Schmelze die Gießparameter so eingestellt, dass sichln den äußeren Randbereichen eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nur minimierte Seigerungen an Si, Mn und P einstellen. Dabei stehen diese Elemente nur exemplarisch dafür, dass auch die Seigerungen an anderenElementen, die die Verformbarkeit beeinträchtigen könnten, bei erfindungsgemäßer Herstellweise in den für die Verformbarkeit maßgeblichen Randbereichen eines erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts minimiert sind. Hierzu zählen beispielsweise auch Schwefel, Stickstoff, Molybdän, Niob, Titan, Nickel, Magnesium, Blei, Antimon, Bismut, Zer, Tellur, Aluminium, Arsen, Zinn, Bor, Kupfer, Zink, Kupfer und Wolfram. Distance from the neutral fiber, the greater the tensile stresses. Since steels are generally more sensitive to the failure of tensile stresses than to compressive stresses, a crack first occurs in the area of the outer fiber of the sheet. Therefore, an increase in the ductility in the outer fiber has a particularly positive effect on the level of the tolerable bending load. According to the invention, the casting parameters are set during the casting of the melt in such a way that only minimal segregations of Si, Mn and P occur in the outer edge regions of a flat steel product according to the invention. These elements are only an example of the fact that segregation on other elements that could impair deformability is also minimized in the inventive method of manufacture in the edge areas of a flat steel product produced according to the invention that are decisive for deformability. These also include, for example, sulfur, nitrogen, molybdenum, niobium, titanium, nickel, magnesium, lead, antimony, bismuth, cerium, tellurium, aluminum, arsenic, tin, boron, copper, zinc, copper and tungsten.
Im Kernbereich eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts werden dagegen erfindungsgemäß höhere Gehalte an in Seigerungen vorliegenden Elementen zugelassen, da dieser Bereich im Hinblick auf die Biegeeigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nur eine untergeordnete Rolle spielt.In the core area of a flat steel product according to the invention, however, higher contents of elements present in segregation are permitted according to the invention, since this area only plays a subordinate role with regard to the bending properties of a flat steel product according to the invention.
Im Arbeitsschritt b) des erfindungsgemäßen Verfahrens wird dazu die Stahlschmelze zu einem Strang vergossen, wobei die Stahlschmelze zunächst in einen Tundish abgegossen wird, von dem aus die Schmelze in eine Stranggusskokille abströmt, um den Strang zu formen, wobei die Stahlschmelze beim Abgießen in den Tundish eine Überhitzungstemperatur TUE aufweist, die 5 - 80 °C oberhalb der Liquidustemperatur der Stahlschmelze liegt, und - wobei für das aus einer Dicke Ds des in der Stranggusskokille gebildeten Strangs und einer Gießgeschwindigkeit Vs, mit der die Schmelze in die Stranggusskokille einströmt, gebildete Produkt a gilt: amin < a < amax (Bedingung 1) mit amin = 0,05 m2/min, amax = 0,7 m2/min und Ds: 20 - 500 mm In step b) of the method according to the invention, the steel melt is cast into a strand, the steel melt being first poured into a tundish, from which the melt flows into a continuous casting mold in order to form the strand, the steel melt being poured into the tundish has an overheating temperature TUE that is 5 - 80 ° C above the liquidus temperature of the steel melt, and - where for the product a formed from a thickness Ds of the strand formed in the continuous casting mold and a casting speed Vs at which the melt flows into the continuous casting mold, the following applies: a min <a <amax (Condition 1) with a min = 0.05 m 2 / min, amax = 0.7 m 2 / min and Ds: 20 - 500 mm
Je größer das Erstarrungsbad in der Kokille, desto stärker fallen die sich bildenden Seigerungen aus. Ein großer Wert a führt zu einem großen Erstarrungsbad. Daher sollte das Erstarrungsbad möglichst klein sein, dies ist bestimmend für die obere Grenze amax. Je kleiner der Wert a ist, desto geringer ist jedoch die Produktivität. Erfindungsgemäß sind die Grenzen amin und amax so abgestimmt, dass sich aus technologischer - wirtschaftlicher Sicht optimale Betriebsbedingungen einstellen. The larger the solidification bath in the mold, the stronger the segregation that forms. A large value of a leads to a large solidification bath. The solidification bath should therefore be as small as possible; this is decisive for the upper limit amax. However, the smaller the value a, the lower the productivity. According to the invention, the limits a min and amax are coordinated in such a way that optimum operating conditions are established from a technological and economic point of view.
Besonders gute Ergebnisse lassen sich dabei erzielen, wenn beim Vergießen der Schmelze die Gießgeschwindigkeit in Abhängigkeit von der jeweils vorgegebenen Dicke des zu gießenden Strangs (oder umgekehrt) so bestimmt wird, dass das Produkt a aus Gießgeschwindigkeit Vs und Strangdicke Ds so gewählt wird, dass das Produkt a die Bedingung 1 auch dann noch erfüllt, wenn amin = 0,1 m2/min und amax = 0,42 m2/min ist, wobei die erfindungsgemäß angestrebten Effekte dann besonders treffsicher erreicht werden, wenn in Bedingung 1 amin = 0,18 m2/min und amax = 0,33 m2/min gesetzt werden. In der Praxis können den Anforderungen der Erfindung genügende Gießgeschwindigkeiten Vs 0,3 - 2,0 m/min, insbesondere 0,5 - 1 ,5 m/min betragen, wobei sich Gießgeschwindigkeiten von 0,8 - 1 ,3 m/min als besonders günstig herausgestellt haben. Particularly good results can be achieved if, when casting the melt, the casting speed is determined as a function of the specified thickness of the strand to be cast (or vice versa) so that the product a of casting speed Vs and strand thickness Ds is chosen so that the Product a still fulfills condition 1 if a min = 0.1 m 2 / min and a max = 0.42 m 2 / min, the effects aimed at according to the invention being achieved particularly accurately if in condition 1 a min = 0.18 m 2 / min and amax = 0.33 m 2 / min. In practice, casting speeds Vs which satisfy the requirements of the invention can be 0.3-2.0 m / min, in particular 0.5-1.5 m / min, casting speeds of 0.8-1.3 m / min being found to be have turned out to be particularly favorable.
Die Strangdicke Ds liegt dabei typischerweise im Bereich von 20 - 500 mm, wobei besonders praxisgerechte Strangdicken Ds bei 50 - 300 mm, insbesondere 180 - 300 mm, liegen. Die Überhitzungstemperatur Tue, die Temperatur, bei der aus der Pfanne in den Tundish gegossen wird, liegt um mindestens 5 °C und höchstens 60 °C über der Liquidustemperatur der jeweils vergossenen Stahlschmelze. Besonders praxisgerecht sind dabei Überhitzungstemperaturen Tue/die 10 - 50 °C, insbesondere mindestens 18 °C oder mindestens 20 °C oberhalb der Liquidustemperatur des jeweils vergossenen Stahls liegen, wobei sich Überhitzungstemperaturen Tue von höchstens 30 °C als besonders praxisgerecht herausgestellt haben. The strand thickness Ds is typically in the range of 20-500 mm, particularly practical strand thicknesses Ds being 50-300 mm, in particular 180-300 mm. The overheating temperature Tue, the temperature at which the pan is poured into the tundish, is at least 5 ° C and at most 60 ° C above the liquidus temperature of the molten steel being poured. Overheating temperatures Tue / which are 10 - 50 ° C, in particular at least 18 ° C or at least 20 ° C above the liquidus temperature of the respective cast steel, are particularly practical, with overheating temperatures Tue of at most 30 ° C having proven to be particularly practical.
Die erfindungsgemäß für den Arbeitsschritt b) vorgegebenen Gießbedingungen berücksichtigen, dass Mn in größeren lokalen Anteilen Schwefel zu MnS abbindet und als solches indirekt als Indikator für die Anwesenheit von Schwefe! gilt. Die Mangansuffide-Verbindungen müssen aufgrund der geringen Festigkeit und der durch sie ausgelösten Störung des Faserverlaufs im Bauteil möglichst vermieden werden. Bei Biegebeanspruchung sind gerade in den Randbereichen des Werkstoffs auftretende MnS schädlich, während sie im Kern nicht so schädlich wirken. Durch die erfindungsgemäße 'Art und Weise des Vergießens gelingt es, die Mn-Sulfide so über den Querschnitt des erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts zu verteilen, dass sie die Biegsamkeit des Stahlflachprodukts nicht beinträchtigen. Dies hat den besonderen Vorteil, dass die erfindungsgemäß vergossene Schmelze nicht vollständig entschwefelt werden muss. In Kombination mit einer langsamen Gießgeschwindigkeit führt dies zu einer Ansammlung von MnS im Kernbereich, während die Gehalte im Randbereich des Stahlflachprodukts minimiert sind. The casting conditions specified according to the invention for work step b) take into account that Mn binds sulfur to MnS in large local proportions and as such indirectly as an indicator for the presence of sulfur! is applicable. The manganese suffide connections must be avoided as far as possible due to their low strength and the disruption of the fiber flow in the component that they cause. In the case of bending stress, MnS occurring in the edge areas of the material are harmful, while they are not as harmful in the core. The inventive 'fashion the casting it is possible to distribute the Mn-sulfides as over the cross section of the flat steel product produced according to the invention that it does not impair the flexibility of the flat steel product. This has the particular advantage that the melt cast according to the invention does not have to be completely desulfurized. In combination with a slow casting speed, this leads to an accumulation of MnS in the core area, while the contents in the edge area of the flat steel product are minimized.
Beim Verschweißen erweisen sich die MnS- und TiN-Ausscheidungen als sehr stabil. Sie werden auch in Folge des Wärmeeintrags beim Schweißen nicht oder nur im geringen Maße aufgelöst. Im Fall, dass sie aufgelöst werden, scheiden sie so schnei! nach der Wiedererstarrung aus, dass sie ein Wachstum des : Austenitkorns in der Schweißlinse verhindern. Dadurch ergibt sich ein feineres Austenitkorn im Bereich der Wärmeeinflusszone, was wiederum zu einem feineren Martensit (kleinere ehemalige Austenitkorngröße) führt. Hierdurch wird die Bruchzähigkeit der Schweißverbindung erhöht. Für diesen Effekt werden lediglich im Kernbereich des Vormaterials MnS benötigt. So kommt es beim Schweißen zu einer Schmelzkonvektion , sodass sich die MnS-Ausscheidungen in einem weiteren Bereich verteilen. Gleichzeitig tragen sie besonderes im Kernbereich zu einer die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts verbessernden Kornfeinung bei. Mit dem erfindungsgemäßen Vorgehen beim Vergießen (Arbeitsschritt b)) gelingt es, die Seigerung von Mn und S so zu steuern, dass MnS-Ausscheidungen überwiegend im Kernbereich eines erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts vorliegen, während sie im Randbereich nur in geringer Konzentration Vorkommen. When welding, the MnS and TiN precipitates prove to be very stable. They are also not or only to a small extent dissolved as a result of the heat input during welding. In the event that they are dissolved, they part so snow! after re-solidification, that they prevent the growth of the austenite grain in the weld nugget. This results in a finer austenite grain in the area of the heat affected zone, which in turn leads to a finer martensite (smaller former austenite grain size). This will make the Increased fracture toughness of the welded joint. For this effect, MnS are only required in the core area of the primary material. Melt convection occurs during welding, so that the MnS precipitates are distributed in a wider area. At the same time, especially in the core area, they contribute to a grain refinement that improves the mechanical properties of the flat steel product. With the method according to the invention during casting (step b)) it is possible to control the segregation of Mn and S in such a way that MnS precipitates are predominantly present in the core area of a flat steel product produced according to the invention, while they occur only in low concentration in the edge area.
Ebenfalls erweist sich Phosphor für die Verformbarkeit eines Stahlflachprodukts der hier in Rede stehenden Art als schädlich, da es ein feines Netz an den Korngrenzen bilden kann. Entsprechend deuten hohe lokale Phosphorgehalte auf das Vorliegen eines solchen Netzwerks hin. Jedoch hat ein erhöhter Phosphorgehalt im Mittenbereich bei gleichzeitig geringem Phosphorgehalt in den Randbereichen eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts insbesondere in Verbindung mit den erfindungsgemäß vorgesehen Vanadium-Gehalten besondere Vorteile. Phosphor erhöht die Aktivität von Kohlenstoff deutlich, sodass sich eine erhöhte Effizienz der Vanadiumzulegierung einstellt. Durch die erhöhte Kohlenstoffaktivität wird der Kohlenstoff im Temperaturfenster von 550 - 300 °C vermehrt in Karbiden abgebunden, was den positiven Effekt von V auf die Streckgrenze erhöht. Im Randbereich ist Phosphor allerdings besonders schädlich, da er sich auf die Austenitkorngrenzen und Ferritkorngrenzen legt und diese schwächt. Damit würde sich ohne die erfindungsgemäßen Maßnahmen zur Vermeidung einer entsprechenden Anreichung in den Randbereich sowohl im Vorprodukt, als auch am pressgehärteten Bauteil eine erhöhte Empfindlichkeit gegenüber interkristallinen Rissen einstellen. Phosphorus also proves to be detrimental to the deformability of a flat steel product of the type in question, since it can form a fine network at the grain boundaries. Accordingly, high local phosphorus contents indicate the existence of such a network. However, an increased phosphorus content in the central area with a simultaneously low phosphorus content in the edge areas of a flat steel product according to the invention, especially in connection with the vanadium contents provided according to the invention, has particular advantages. Phosphorus increases the activity of carbon significantly, so that the vanadium alloy is more efficient. Due to the increased carbon activity, the carbon is increasingly bound in carbides in the temperature window of 550 - 300 ° C, which increases the positive effect of V on the yield point. In the edge area, however, phosphorus is particularly harmful because it settles on the austenite grain boundaries and ferrite grain boundaries and weakens them. Without the measures according to the invention to avoid a corresponding enrichment in the edge area, an increased sensitivity to intergranular cracks would arise both in the preliminary product and on the press-hardened component.
Si bildet durch seine Sauerstoffaffinität an der Oberfläche Si-Oxide, welche nur sehr schwer wieder aufzulösen sind. Diese nicht-metallischen Einschlüsse verschlechtern die Oberflächenqualität und können Risse auslösen. Auch dies verhindert das erfindungsgemäß vorgenommene Vergießen, indem es dafür sorgt, dass Si in den Außenflächen eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nur in vermindertem Maße anwesend ist. Due to its oxygen affinity, Si forms Si oxides on the surface, which are very difficult to dissolve again. These non-metallic inclusions degrade the surface quality and can trigger cracks. This also prevents the potting carried out according to the invention by ensuring that that Si is only present to a reduced extent in the outer surfaces of a flat steel product according to the invention.
Den voranstehenden Erläuterungen entsprechend umfasst ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt ein Stahlsubstrat, das aus, in Gew.-%, C: 0,10 - 0,4 %, Si: 0,05 -Corresponding to the above explanations, a flat steel product according to the invention comprises a steel substrate which, in% by weight, C: 0.10 - 0.4%, Si: 0.05 -
0,5 %, Mn: 0,5 - 3,0 %, AI: 0,01 - 0,2 %, Cr: 0,005 - 1 ,0 %, V: 0,001 - 0,2 %, sowie jeweils optional einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,0t %, Ti: 0,001 - 0,1 %,0.5%, Mn: 0.5 - 3.0%, AI: 0.01 - 0.2%, Cr: 0.005 - 1.0%, V: 0.001 - 0.2%, as well as an optional element in each case or several elements from the group "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following contents B: 0.0005 - 0.0t%, Ti: 0.001 - 0.1%,
Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1 ,0 %, W: 0,001 - 1 ,0 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei zu den Verunreinigungen bis zu 0,1 % P, bis zu 0,05 % S und bis zu 0,02 % N zählen, und für Si bestimmte Seigerüngskoeffizienten Ssi.os, SSI.MS, Ssi.us, für Mn bestimmte Seigerüngskoeffizienten SMn.os, SMH.MS, Swin.us sowie für P bestimmte Seigerüngskoeffizienten SP.OS, SP.MS, SP.US, folgende Bedingungen erfüllen: wobei Nb: 0.001-0.1%, Ni: 0.01-0.4%, Cu: 0.01-0.8%, Mo: 0.002-1.0%, W: 0.001-1.0% and as The remainder consists of iron and unavoidable impurities, with impurities including up to 0.1% P, up to 0.05% S and up to 0.02% N, and certain segregation coefficients Ssi.os, SSI.MS, Ssi.us, segregation coefficients SMn.os, SMH.MS, Swin.us determined for Mn as well as segregation coefficients SP.OS, SP.MS, SP.US determined for P, meet the following conditions: whereby
- die Seigerüngskoeffizienten Ssi.os, SMn.os, Sp.os einem oberen Dickenbereich OS des Stahlsubstrats des Stahlflachprodukts zugeordnet sind, der von der • Oberseite des Stahlsubstrats ausgeht und dessen Dicke DFos 15 % der Dicke DP des Stahlsubstrats beträgt, - die Seigerungskoeffizienten SSi.US, SMN,US, SP,US einem unteren Dickenbereich US des Stahlsubstrats des Stahlfiachprodukts zugeordnet sind, der von der Unterseite des Stahlsubstrats ausgeht und dessen Dicke DFus 15 % der Dicke DP des Stahlsubstrats beträgt, und - the Seigerüng coefficients Ssi.os, SMn.os, Sp.os are assigned to an upper thickness range OS of the steel substrate of the flat steel product, which starts from the • top of the steel substrate and whose thickness DFos is 15% of the thickness DP of the steel substrate, the segregation coefficients S Si.US, S MN, US, S P, US are assigned to a lower thickness range US of the steel substrate of the steel flat product, which starts from the underside of the steel substrate and whose thickness DFus is 15% of the thickness DP of the steel substrate, and
- die Seigerungskoeffizienten SSi,MS, Swings, SP,MS einem mittleren Dickenbereich MS des Stahlsubstrats des Stahlflachprodukts zugeordnet sind, der symmetrisch zur Dickenmitte ausgerichtet ist und dessen Dicke DFMS 30 % der Dicke DP des Stahlsubstrats beträgt, und wobei die Seigerungskoeffizienten SSi,OS, SMn ,OS, SP,OS, SSi,Us, SMn,US, SP,US,- the segregation coefficients S Si, MS , Swings, S P, MS are assigned to a mean thickness range MS of the steel substrate of the flat steel product, which is symmetrically aligned to the center of the thickness and whose thickness DF MS is 30% of the thickness DP of the steel substrate, and where the segregation coefficient S Si, OS , S Mn, OS , S P, OS , S Si, Us , S Mn, US, S P, US ,
SSi.MS, SMn,MS, SP,MS bestimmt werden, indem i) an einem sich über eine parallel zur Oberseite des Stahlsubstrats gemessene Länge LP von 300 pm erstreckenden Ausschnitt eines längs zur Walzrichtung des Stahlsubstrats ausgerichteten, aus einem bezogen auf die Bandlängsachse mitig angeordneten, sich über 70 % der Breite des Stahlsubstrats erstreckenden Abschnitt des Stahlsubstrats entnommenen Schliffs des Stahlsubstrats des Stahlfiachprodukts über den jeweiligen Dickenbereich OS, MS, US und die gesamte Dicken GS des Stahlsubstrats mittels Elektronenstrahlmikroanalyse mit einer Auflösung A x A von 2 x 2 pm in jedem Messpunkt ML_n,DFos_m, ML_n,DFus_m, ML_n,DFMs_m, ML_n,DFGs_m die im betreffenden Messpunkt ML_n,DFos_m, ML_n,DFus_m, ML_n,DFMS_m, ML_n,DFGS_m jeweils vorhandenen Gehalte an den Elementen Si, Mn und P bestimmt werden, wobei n die sich parallel zur Oberseite des Stahlsubstrats erstreckenden Reihen von Messwerten (n = 1, 2, 3, ... Ganzzahl[Dx/A], mit Dx = Dicke DFos, DFus, DFMS, DFGS des jeweiligen Dickenbereichs OS, MS, US bzw. der gesamten Dicke GS des Stahlsubstrats) und m die sich in Dickenrichtung erstreckenden Spalten von Messwerten bezeichnet (m = 1, 2,S Si.MS , S Mn, MS , S P, MS are determined by i) on a length LP of 300 μm, which extends parallel to the upper side of the steel substrate, of a section of a section aligned longitudinally to the rolling direction of the steel substrate, based on The longitudinal axis of the strip is arranged with the section of the steel substrate extending over 70% of the width of the steel substrate, the section of the steel substrate of the steel flat product taken over the respective thickness range OS, MS, US and the entire thickness GS of the steel substrate by means of electron beam microanalysis with a resolution A x A of 2 x 2 pm in each measuring point M L_n , DF os_m , M L_n , DF us_m , M L_n , DF Ms_m , M L_n , DF Gs_m those in the respective measuring point M L_n , DF os_m , M L_n , DF us_m , ML_n , DF MS_m , M L_n , DF GS_m in each case existing contents of the elements Si, Mn and P are determined, where n is the series of measured values extending parallel to the top side of the steel substrate (n = 1, 2, 3, ... integer [Dx / A], with Dx = thickness DFos, DFus, DFMS, DFGS of the respective thickness range OS, MS, US or the total thickness GS of the steel substrate) and m denotes the columns of measured values extending in the direction of the thickness (m = 1, 2,
3, .... Ganzzahl [LP/A]), ii) für jede Reihe n des oberen, unteren und mittleren Dickenbereichs OS, US,3, .... integer [LP / A]), ii) for each row n of the upper, lower and middle thickness range OS, US,
MS bzw. der Gesamtdicke GS jeweils die arithmetischen MittelwerteMS or the total thickness GS are the arithmetic mean values
XMittel,Si,OS_n, XMittel.Mn, OS _n, XMittel,P,OS_n; XMittel.Si, US_n, XMittel.Mn. US _n, XMittel,P,US_n; XMean, Si, OS_n, XMean.Mn, OS_n, XMean, P, OS_n; XMittel.Si, US_n, XMittel.Mn. US_n, XMean, P, US_n;
XMittel.Si, MS_n, XMittel,Mn,MS_n, XMittel,P,MS_n; XMittel,Si,GS_n, XMittel.Mn, GS_n, XMittel,P,GS_n der ΪP den der jeweiligen Reihe n zugeordneten Messpunkte ML_n,DFos_m, ML__n,DFus_m, ML_n,DFMS_m, ML_n,DFGs_m ermittelten Gehalte an Si, Mn und P gebildet werden, iii) für jeden Dickenbereich OS, US, MS aus den im Schritt ii) ermittelten arithmetischen Mittelwerten XMittel,Si,OS_n, XMittel.Mn.OS_n, XMittei,P,OS_n; XMittel,Si,US_n, XMittel,Mn,US_n, XMittel,P,US_n; XMittel.Si, MS_n, XMittel,Mn,MS_n, XMittel,P,MS_n der größte Weit XMax.Si.OS, XMax.Mn.OS, XMax.P.OSl XMax.Si.US, XMax.Mn.US, XMax, P, US; XMax.Si.MS, XMax.Mn.MS, xMax.p.Ms bestimmt wird, iv) aus der Gesamtheit aller in den Messpunkten ML_n,DFGs_m, ermittelten Gehalte an Si der arithmetische Mittelwert XMittel,Si, aus der Gesamtheit aller in den Messpunkten ML_n,DFGs_m ermittelten Gehalte an Mn der arithmetische Mittelwert XMittel.Mn und aus der Gesamtheit aller in den Messpunkten ML_n,DFGs_m, ermittelten Gehalte an P der arithmetische Mittelwert XMittel,P gebildet wird, und v) mit den im Schritt iii) erhaltenen Maximalwerten XMax.Si'OS, XMax.Mn.OS, XMax.P.OS; XMax.Si.US, XMax, Mn, US, XMax,P,US; XMax.Si.MS, XMax.Mn.MS, XMax, P, MS Und den im Schritt IV) erhaltenen Mittelwerten XMittel ,si, XMittel,Mn, XMittel ,P die Seigerungskoeffizienten SSi.OS, SMn.OS, SP.OS, SSi,US, SMn,US, SP,US, SSi,MS, SMn,MS, SP.MS wie folgt berechnet werden: XMeans.Si, MS_n, XMeans, Mn, MS_n, XMeans, P, MS_n; XMittel, Si, GS_n, XMittel.Mn, GS_n, XMittel, P, GS_n of the ΪP indicate the measured points M L_n , DF os_m , M L__n , DF us_m , M L_n , DFMS_m, ML_ n , DFGs_m assigned to the respective row n Si, Mn and P are formed, iii) for each thickness range OS, US, MS from the arithmetic mean values determined in step ii) XMittel, Si, OS_n, XMittel.Mn.OS_n, XMittei, P, OS_n; Xmean, Si, US_n, Xmean, Mn, US_n, Xmean, P, US_n; XMittel.Si, MS_n, XMittel, Mn, MS_n, XMittel, P, MS_n the largest wide XMax.Si.OS, XMax.Mn.OS, XMax.P.OSl XMax.Si.US, XMax.Mn.US, XMax , P, US; XMax.Si.MS, XMax.Mn.MS, xMax.p.Ms is determined, iv) from the totality of all Si contents determined in the measuring points ML_n, DFGs_m, the arithmetic mean value XMittel, Si, from the totality of all in the Measuring points ML_n, DFGs_m determined contents of Mn the arithmetic mean value XMittel.Mn and from the totality of all contents of P determined in the measuring points M L_n , DF Gs_m , the arithmetic mean value XMittel, P is formed, and v) with the in step iii) received maximum values XMax.Si ' OS, XMax.Mn.OS, XMax.P.OS; XMax.Si.US, XMax, Mn, US, XMax, P, US; XMax.Si.MS, XMax.Mn.MS, XMax, P, MS and the mean values obtained in step IV) Xmean, si, Xmean, Mn, Xmean, P the segregation coefficients S Si.OS, S Mn.OS , S P .OS , S Si, US , S Mn, US , S P, US , S Si, MS , S Mn, MS , S P.MS can be calculated as follows:
Für die Bestimmung der erfindungsgemäß vorgegebenen Seigerungskoeffizienten Ssi.os, Sivin.os, Sp.os, Ssi.us, Swin.us, Sp.us, Ssi,Ms, SMn.Ms, SP.MS wird somit ein ESMA-An ESMA-
Scan von drei Dickenbereichen OS, US, MS des Stahlsubstrats und über die gesamte Dicke GS des Stahlsubstrats durchgeführt, von denen der Dickenbereich OS der Oberseite, der zweite Dickenbereich US der Unterseite und der dritte Dickenbereich MS der Mitte des Stahlsubstrats zugeordnet ist. Scan of three thickness areas OS, US, MS of the steel substrate and carried out over the entire thickness GS of the steel substrate, of which the thickness area OS is assigned to the upper side, the second thickness area US is assigned to the underside and the third thickness area MS is assigned to the center of the steel substrate.
Die Auflösung des ESMA-Scans beträgt dabei 2 x 2 pm, d.h. jeweils 2 mpi in Längs- und 2 mhti in Dickenrichtung des untersuchten Flächenabschnitts. The resolution of the ESMA scan is 2 x 2 pm, i.e. 2 mpi in the longitudinal direction and 2 mhti in the thickness direction of the examined area section.
Bei dem jeweils untersuchten Flächenausschnitt handelt es sich jeweils um einen Ausschnitt eines längs zu dessen Walzrichtung ausgerichteten Schliffs des Stahlsubstrats. Die Länge LP des jeweils betrachteten Flächenausschnitts beträgtThe surface section examined in each case is a section of a section of the steel substrate aligned lengthways to its rolling direction. The length LP of the area under consideration is
300 miti. 300 miti.
Beträgt beispielsweise die Dicke DP des Stahlsubstrats 2 mm und damit einhergehend die Dicke DFos und die Dicke DFus jeweils 300 pm {= 15 % DP) sowie die Dicke DFMS 600 pm (= 30 % DP), so ergeben sich somit im Schritt i) zwei Matrizen mit an jeweils 150 x 150 Messpunkten ML_n,DFos_m, ML_n,DFus_m (n=If, for example, the thickness DP of the steel substrate is 2 mm and, as a result, the thickness DFos and the thickness DFus each 300 μm (= 15% DP) and the thickness DFMS 600 μm (= 30% DP), then two result in step i) Matrices with each 150 x 150 measuring points ML_n, DFos_m, ML_ n , DFus_m (n =
1 ... 300 gm / 2 pm = 1 ... 150; m = 1 ... 300 pm / 2 pm = 1 ... 150) ermittelten Si-, Mn- und P-Gehaltsmesswerten für den oberen Dickenbereich OS und den unteren Dickenbereich US sowie eine Matrize mit den an 150 x 300 Messpunkten ML_n,DFMS_m (n= 1 ... 600 pm / 2 pm = 1 ... 300; m = 1 ... 300 pm 12 pm = 1 ... 150) für den mittleren Dickenbereich (MS) ermittelten Gehalten an Si, Mn und P. 1 ... 300 gm / 2 pm = 1 ... 150; m = 1 ... 300 pm / 2 pm = 1 ... 150) determined Si-, Mn- and P-content measurement values for the upper thickness range OS and the lower thickness range US as well as a die with the 150 x 300 measuring points ML_n, DF MS _m (n = 1 ... 600 pm / 2 pm = 1 ... 300; m = 1 ... 300 pm 12 pm = 1 ... 150) for the medium thickness range (MS) determined Si contents , Mn and P.
Im Schritt ii) wird für jede Reihe n der so für die Dickenbereiche OS, US, MS ermittelten Si-, Mn-, P-Messwert-Matrizen das arithmetische Mittel berechnet. Nach Schritt ii) liegen folglich für jeden Dickenbereich OS, US drei Listen mit jeweils 150 Mittelwerten der Si-, Mn- und P-Gehaltsmesswerte und für den mittieren Dickenbereich MS drei Listen mit jeweils 300 Mittelwerten der SI-, Mn- und P-Messwerte vor, die nun nur noch die Gehalte in Dickenrichtung des Blechsubstrats abbilden. In step ii) the arithmetic mean is calculated for each row n of the Si, Mn, P measured value matrices thus determined for the thickness ranges OS, US, MS. After step ii) there are three lists for each thickness range OS, US with 150 mean values of the Si, Mn and P content measured values each and three lists for the mean thickness range MS with 300 mean values each of the SI, Mn and P measured values before, which now only show the content in the thickness direction of the sheet metal substrate.
Im Schritt iii) werden aus diesen Werten für die drei Dickenbereiche OS, US, MS die größten Mittelwerte der Gehalte an Si, Mn und P bestimmt. In step iii) the largest mean values of the Si, Mn and P contents are determined from these values for the three thickness ranges OS, US, MS.
Diese Maximalwerte bilden den Zähler in dem im Schritt v) jeweils zur Berechnung des jeweiligen Seigerungskoeffizienten Ssi.os, Sivm.os, SP.OS.- SSI.US, Swrn.us, Sp.us, Ssi.Ms, Swn.ws, SP,M gebildeten Verhältnisses. Der Nenner des betreffenden Verhältnisses wird im Arbeitsschritt ivj als arithmetisches Mittel· alter Gehaltsmesswerte ermittelt, die im Schritt i) für die Si-, Mn- und P-Gehalte über die gesamte Dicke GS des Stahlsubstrats bestimmt worden sind. These maximum values form the counter in which in step v) the respective segregation coefficient Ssi.os, Sivm.os, SP.OS.- SSI.US, Swrn.us, Sp.us, Ssi.Ms, Swn.ws, SP, M formed ratio. The denominator of the relevant ratio is determined in step ivj as the arithmetic mean of the old measured content values which were determined in step i) for the Si, Mn and P contents over the entire thickness GS of the steel substrate.
Im Arbeitsschritt c) des erfindungsgemäßen Verfahrens werden von dem erfindungsgemäß vergossenen Strang in konventioneller Weise Halbzeuge in Form von Brammen oder Dünnbrammen abgeteilt, die der weiteren Verarbeitung zugeführt werden. In work step c) of the method according to the invention, semi-finished products in the form of slabs or thin slabs are conventionally separated from the strand cast according to the invention, and these are fed to further processing.
In Arbeitsschritt d) wird die jeweilige Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T1) von 1100 - 1400 °C durcherwärmt. Sollte die Bramme oder Dünnbramme nach dem Vergießen zu stark abgekühlt sein, so wird sie zunächst auf 1100 - 1400 °C wiedererwärmt und dann so lange bei der Temperatur T1 gehalten, bis sich eine homogene Temperaturverteilung eingestellt hat. Die Durcherwärmungstemperatur sollte mindestens 1100 °C betragen, um eine gute Verformbarkeit für den nachfolgenden Walzprozess sicherzustellen. Die Durcherwärmungstemperatur sollte nicht mehr als 1400 °C betragen, um die Bildung von schmelzflüssigen Phasen zu vermeiden. Im optionalen Arbeitsschritt e) wird die durcherwärmte Bramme oder Dünnbramme erforderlichenfalls zu einem Zwischenprodukt vorgewalzt, wobei Dünnbrammen aufgrund ihrer bereits vergleichbar geringen Dicke üblicherweise keiner Vorwalzung unterzogen werden. Bei konventionellen Brammen kann dies jedoch wegen ihrer größeren Dicke erforderlich sein. In diesem Fall sollte die Temperatur des Zwischenprodukts (T2) am Ende des Vorwalzens mindestens 1000 °C betragen, damit das Zwischenprodukt genügend Wärme für den nachfolgenden Arbeitsschritt des Fertigwalzens enthält. Hohe Walztemperaturen können jedoch auch ein Kornwachstum während des Walzvorgangs fördern, was sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt. Um dasKornwachstum während des Walzvorgangs gering zu halten, soll die Temperatur des Zwischenprodukts am Ende des Vorwalzens nicht mehr als 1250 °C, insbesondere nicht mehr als 1200 °C, betragen. In step d) the respective slab or thin slab is heated through at a temperature (T1) of 1100 - 1400 ° C. If the slab or thin slab has cooled down too much after casting, it is first reheated to 1100 - 1400 ° C and then kept at temperature T1 until a homogeneous temperature distribution has been established. The heating through temperature should be at least 1100 ° C in order to ensure good deformability for the subsequent rolling process. The soaking temperature should not exceed 1400 ° C in order to avoid the formation of molten phases. In the optional work step e), the heated slab or thin slab is, if necessary, pre-rolled to an intermediate product, thin slabs usually not being subjected to any pre-rolling due to their already comparatively small thickness. In the case of conventional slabs, however, this may be necessary because of their greater thickness. In this case, the temperature of the intermediate product (T2) at the end of the rough rolling should be at least 1000 ° C so that the intermediate product contains enough heat for the subsequent work step of finish rolling. However, high rolling temperatures can also promote grain growth during the rolling process, which has a detrimental effect on the mechanical properties of the flat steel product. In order to keep the grain growth low during the rolling process, the temperature of the intermediate product at the end of the rough rolling should not be more than 1250 ° C, in particular not more than 1200 ° C.
In Arbeitsschritt f) wird die Bramme oder Dünnbramme oder das im optionalen Arbeitsschritt e) erhaltene Zwischenprodukt zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt gewalzt. Wurde der optionale Arbeitsschritt e) ausgeführt, so wird das Zwischenprodukt im Anschluss an das Vorwalzen fertiggewalzt. Typischerweise beginnt das Fertigwalzen spätestens 90 s nach dem Ende des Vorwalzens. Die Endwalztemperatur des Warmwalzens, das heißt die Temperatur des fertig warmgewalzten Stahlflachprodukts am Ende des Warmwalzvorgangs, beträgt 750 - 1000 °C. Bei Endwalztemperaturen kleiner 750 °C würde die Menge an freiem Vanadium abnehmen, da größere Mengen an Vanadiumkarbiden ausgeschieden werden. Die beim Fertigwalzen ausgeschiedenen Vanadiumkarbide sind sehr groß. Sie weisen typischerweise eine mittlere Korngröße von 30 nm oder mehr auf und werden in nachfolgenden Glühprozessen, wie sie zum Beispiel vor dem Schmelztauchbeschichten durchgeführt werden, nicht mehr aufgelöst. Die Endwalztemperatur ist auf Werte von höchstens 1000 °C begrenzt, um einer Vergröberung der Austenitkörner vorzubeugen. Das Warmwalzen des Stahlflachprodukts kann als kontinuierliches Warmbandwalzen oder als reversierendes Walzen erfolgen. Arbeitsschritt g) sieht für den Fall des kontinuierlichen Warmbandwalzens ein optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil vor. Dazu wird das Warmband nach dem Warmwalzen, vorzugsweise innerhalb von weniger als 50 s, auf eine Haspeltemperatur (T4) abgekühlt. Als Kühlmedium kann beispielsweise Wasser, Luft oder eine Kombination aus beidem verwendet werden. Die Haspeltemperatur (T4) sollte höchstens 700 °C betragen, um die Bildung großer Vanadiumkarbide zu vermeiden. Die Haspeltemperatur ist prinzipiell nicht nach unten beschränkt. Allerdings haben sich Haspeltemperaturen von mindestens 500 °C als günstig für die Kaltwalzbarkeit erwiesen. Anschließend wird das Warmband in konventioneller Weise an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. In work step f) the slab or thin slab or the intermediate product obtained in the optional work step e) is rolled into a hot-rolled flat steel product. If the optional work step e) has been carried out, the intermediate product is finish-rolled after roughing. Typically, finish rolling begins 90 s after the end of roughing at the latest. The final rolling temperature of hot rolling, i.e. the temperature of the finished hot-rolled flat steel product at the end of the hot rolling process, is 750 - 1000 ° C. At final rolling temperatures below 750 ° C, the amount of free vanadium would decrease, since larger amounts of vanadium carbides are precipitated. The vanadium carbides precipitated during finish rolling are very large. They typically have an average grain size of 30 nm or more and are no longer dissolved in subsequent annealing processes, such as those carried out before hot-dip coating, for example. The final rolling temperature is limited to a maximum of 1000 ° C in order to prevent the austenite grains from becoming coarser. The flat steel product can be hot rolled as continuous hot strip rolling or as reversing rolling. In the case of continuous hot strip rolling, work step g) provides for an optional coiling of the hot-rolled flat steel product into a coil. For this purpose, the hot strip is cooled to a coiling temperature (T4) after hot rolling, preferably within less than 50 s. For example, water, air or a combination of both can be used as the cooling medium. The coiling temperature (T4) should not exceed 700 ° C in order to avoid the formation of large vanadium carbides. In principle, the coiling temperature is not restricted below. However, coiling temperatures of at least 500 ° C have proven to be favorable for cold rollability. The hot strip is then cooled to room temperature in the conventional manner in air.
Erforderlichenfalls wird- das warmgewalzte Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt h) in konventioneller Weise durch Beizen oder durch eine andere geeignete Behandlung entzundert. If necessary, the hot-rolled flat steel product is descaled in step h) in a conventional manner by pickling or by another suitable treatment.
Werden Stahlflachprodukte mit geringer Dicke gewünscht, so kann das optional von Zunder gereinigte warmgewalzte Stahlflachprodukt nun im Arbeitsschritt i) einem Kaltwalzen unterzogen werden. Ein solches Kaltwalzen kann auch durchgeführt werden, üm beispielsweise höhere Anforderungen an die Dickentoleranzen des Stahlflachprodukts zu erfüllen. Der Kaltwalzgrad (KWG) sollte mindestens 25 %, insbesondere mindestens 30 %, betragen, um in das Stahlflachprodukt genügend Verformungsenergie für eine schnelle Rekristallisation einzubringen. Unter dem Kaltwalzgrad KWG wird dabei der Quotient aus der Dickenabnahme beim Kaltwalzen Ad KW durch die Warmbanddicke d verstanden (KWG = AdKW/d, mit Ad KW = Dickenabnahme beim Kaltwalzen in mm und d = Warmbanddicke in mm, wobei sich die Dickenabnahme AdKW aus der Differenz der Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen zur Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen ergibt). Beim Stahlflachprodukt vor dem Kaltwalzen handelt es sich üblicherweise um ein Warmband der Warmbanddicke d. Das Stahlflachprodukt nach dem Kaltwalzen wird, üblicherweise auch als Kaltband bezeichnet. Der Kaltwalzgrad kann prinzipiell sehr hohe Werte von über 90 % annehmen. Allerdings haben sich hier Kaltwalzgrade von höchstens 80 % als günstig zur Vermeidung von Bandrissen erwiesen. ln Arbeitsschritt j) wird das Stahlflachprodukt einer Glühbehandlung bei Glühtemperaturen (T5) von 850 - 900 °C unterzogen. Dazu kann das Stahlflachprodukt zunächst innerhalb von 10 - 120 s auf die Glühtemperatur erwärmt und dann 30 - 600 s bei der Glühtemperatur gehalten werdend Die Glühtemperatur beträgt mindestens 650 °G, bevorzugt mindestens 720 °C, um Vanadium in Lösung zu halten. Thermodynamisch betrachtet scheidet sich bei V- Gehalten von 0,002 Gew.-% und Temperaturen oberhalb von 850 °C Vanadiumkarbid aus oder bereits gebildete Vanadiumkarbide lösen sich nicht mehr auf. Allerdings sind sehr feine Vanadiumkarbide aufgrund ihrer hohen Oberflächenenergie thermodynamisch instabil. Dieser Effekt wird in der vorliegenden Erfindung genutzt, um bei Temperaturen von 850 - 900 °C Vanadium in Lösung zu bringen oder bereits gelöstes Vanadium in Lösung zu halten, was sich positiv auf die Alterungsbeständigkeit des Stahlflachprodukts auswirkt. Bei Glühtemperaturen oberhalb von 900 °C wird keine Verbesserung der Afterungsbeständigkeit erreicht, weshalb die Glühtemperatur auch aus ökonomischen Gründen auf 900 °C beschränkt ist. If flat steel products with a small thickness are desired, the hot-rolled flat steel product, optionally cleaned of scale, can now be subjected to cold rolling in step i). Such cold rolling can also be carried out in order, for example, to meet higher demands on the thickness tolerances of the flat steel product. The degree of cold rolling (KWG) should be at least 25%, in particular at least 30%, in order to introduce enough deformation energy into the flat steel product for rapid recrystallization. The cold rolling degree KWG is understood as the quotient of the decrease in thickness during cold rolling Ad KW by the hot strip thickness d (KWG = AdKW / d, with Ad KW = thickness decrease in cold rolling in mm and d = hot strip thickness in mm, the thickness decrease AdKW being derived from the Difference between the thickness of the flat steel product before cold rolling and the thickness of the flat steel product after cold rolling). The flat steel product before cold rolling is usually a hot strip with a thickness of d. The flat steel product after cold rolling is usually also called Called cold strip. The degree of cold rolling can in principle assume very high values of over 90%. However, cold rolling degrees of at most 80% have proven to be beneficial for avoiding strip tears. In step j) the flat steel product is subjected to an annealing treatment at annealing temperatures (T5) of 850-900 ° C. For this purpose, the flat steel product can first be heated to the annealing temperature within 10-120 s and then kept at the annealing temperature for 30-600 s. The annealing temperature is at least 650 ° G, preferably at least 720 ° C, in order to keep vanadium in solution. From a thermodynamic point of view, vanadium carbide separates out at V contents of 0.002% by weight and temperatures above 850 ° C. or vanadium carbides already formed no longer dissolve. However, very fine vanadium carbides are thermodynamically unstable due to their high surface energy. This effect is used in the present invention to bring vanadium into solution at temperatures of 850-900 ° C. or to keep already dissolved vanadium in solution, which has a positive effect on the aging resistance of the flat steel product. At annealing temperatures above 900 ° C., no improvement in the after-treatment resistance is achieved, which is why the annealing temperature is limited to 900 ° C. for economic reasons as well.
Nach dem Glühen (Arbeitsschritt j)) wird das Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt k) auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Abkühlraten dieser Abkühlung werden dabei derart eingestellt, dass ein möglichst großer Anteil übersättigt gelösten Kohlenstoffs durch Vanadium abgebunden werden kann. Zu diesem Zweck soll die mittlere Abkühlrate (CR1) in einem ersten kritischen Temperaturbereich, welcher optimal für die Ausscheidungskinetik von Vanadium ist, und welcher bei Stahlflachprodukten mit erfindungsgemäßer Zusammensetzung 600 °C bis 450 °C beträgt, höchstens 25 K/s, insbesondere höchstens 18 K/s, betragen, wobei sich Abkühlraten von 12 K/s als besonders praxisgerecht herausgestellt haben. Der Umfang, in welchem freier Kohlenstoff durch Vanadium abgebunden wird, nimmt zu, wenn die Abkühlung in einem zweiten kritischen Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C mit einer geringeren Abkühlrate (CR2) erfolgt als im Temperaturbereich zwischen 600 °C und 450 °C. Die mittlere Abkühlrate (CR2) sollte deshalb zwischen 400 °C und 220 °C höchstens 20 K/s, bevorzugt 14 K/s, insbesondere höchstens 9,5 K/s, betragen. Im Temperaturbereich von 400 °C bis 220 °C besitzt der freie Kohlenstoff des Stahlflachprodukts noch eine zur Rekombination mit Vanadium ausreichende Diffusionsgeschwindigkeit, was das Abbinden freien Kohlenstoffs begünstigt. Außerdem ist in diesem Temperaturbereich die Triebkraft für das Wachstum von Vanadiumkarbiden besonders hoch, wodurch ebenfalls freier Kohlenstoff gebunden wird. Dies gilt insbesondere für V-Gehalte von 0,002 - 0,009 Gew.-%. Darüber hinaus ist im Temperaturbereich zwischen 400 °C und 220 °C die Triebkraft für die Bildung von Eisenkarbiden, welche bevorzugt an bereits vorhandenen Karbiden der Mikrolegierungselemente wie Vanadium, Niob oder Titan keimen, besonders hoch. Durch die Bildung von Eisenkarbiden wird ebenfalls freier Kohlenstoff gebunden, was sich günstig auf das Alterungsverhalten auswirkt. After annealing (step j)), the flat steel product is cooled to room temperature in step k). The cooling rates of this cooling are set in such a way that the largest possible proportion of oversaturated, dissolved carbon can be bound by vanadium. For this purpose, the mean cooling rate (CR1) in a first critical temperature range, which is optimal for the precipitation kinetics of vanadium and which for flat steel products with a composition according to the invention is 600 ° C to 450 ° C, should be a maximum of 25 K / s, in particular a maximum of 18 K / s, whereby cooling rates of 12 K / s have proven to be particularly practical. The extent to which free carbon is bound by vanadium increases if the cooling takes place in a second critical temperature range between 400 ° C and 220 ° C with a lower cooling rate (CR2) than in the temperature range between 600 ° C and 450 ° C . The mean cooling rate (CR2) should therefore be between 400 ° C. and 220 ° C. at most 20 K / s, preferably 14 K / s, in particular at most 9.5 K / s. In the temperature range from 400 ° C to 220 ° C, the free carbon of the flat steel product still has a diffusion rate sufficient for recombination with vanadium, which promotes the setting of free carbon. In addition, the driving force for the growth of vanadium carbides is particularly high in this temperature range, which also binds free carbon. This applies in particular to V contents of 0.002-0.009% by weight. In addition, in the temperature range between 400 ° C and 220 ° C, the driving force for the formation of iron carbides, which preferably germinate on existing carbides of the micro-alloying elements such as vanadium, niobium or titanium, is particularly high. The formation of iron carbides also binds free carbon, which has a positive effect on aging behavior.
Im Temperaturbereich zwischen der Glühtemperatur und 600 °C, zwischen 450 °C und 400 °C sowie zwischen 220 °C und Raumtemperatur hat die Abkühlrate keinen wesentlichen Einfluss auf die Alterungsbeständigkeit. Aus prozesstechnischen Gründen wird zwischen der Glühtemperatur und 600 °C sowie zwischen 450 °C und 400 °C bevorzugt eine mittlere Abkühlrate von höchstens 25 K/s und zwischen 220 °C und Raumtemperatur eine mittlere Abkühlrate von höchstens 20 K/s eingestellt Gleichzeitig beträgt aus ökonomischen Gründen die mittlere Abkühlrate bevorzugt in den verschiedenen hier betrachteten Temperaturbereichen jeweils mindestens 0,1 K/s. In the temperature range between the annealing temperature and 600 ° C, between 450 ° C and 400 ° C and between 220 ° C and room temperature, the cooling rate has no significant influence on the aging resistance. For process-related reasons, an average cooling rate of at most 25 K / s is preferably set between the annealing temperature and 600 ° C and between 450 ° C and 400 ° C and an average cooling rate of at most 20 K / s between 220 ° C and room temperature For economic reasons, the average cooling rate in the various temperature ranges considered here is preferably at least 0.1 K / s.
Unter der mittleren Abkühlrate CRn, n = 1, 2, wird vorliegend jeweils die durchschnittliche Abkühlrate verstanden, bei der es sich um den Quotient von der Differenz [TAnfang - TEnd] der Anfangstemperatur TAnfang und der Endtemperatur TEnd als Dividend und der für die Abkühlung über diese Temperaturdifferenz [TAnfang - TEnd] benötigten Zeit At als Divisor handelt (CRn = [TAnfang — TEnd] / Δt). In the present case, the mean cooling rate CRn, n = 1, 2, is understood to mean the average cooling rate, which is the quotient of the difference [Tstart - TEnd] of the starting temperature Tstart and the end temperature TEnd as dividend and that for cooling above this Temperature difference [TAnfang - TEnd] required time At acts as a divisor (CRn = [TAnfang - TEnd] / Δt).
Prinzipiell kann die Abkühlung jeweils beliebig langsam durchgeführt werden, da der Anteil freien Kohlenstoffs kontinuierlich abnimmt, was die Alterungsneigung verbessert. Aufgrund technischer Gegebenheiten und aus wirtschaftlichen Gründen kann die Abkühlrate des gesamten Abkühlprozesses, das heißt die Abkühlung des beschichteten Stahlflachprodukts nach Austritt aus dem Beschichtungsbad bis zum Erreichen der Raumtemperatur, nach unten begrenzt werden auf Werte von typischerweise mindestens 0,1 K/s. In principle, the cooling can be carried out as slowly as desired, since the proportion of free carbon decreases continuously, which improves the tendency to aging. Due to technical conditions and for economic reasons, the cooling rate of the entire cooling process, i.e. the cooling of the coated flat steel product after exiting the coating bath until it reaches room temperature, can be limited to values of typically at least 0.1 K / s.
Unter der Voraussetzung, dass die Maßgaben der Abkühlung gemäß Arbeitsschritt k) eingehalten werden, kann optional in den Abkühlprozess eine Schmelztauchbeschichtung des Stahlflachprodukts mit einer Korrosionsschutzbeschichtung eingebunden werden (optionaler Arbeitsschritt I)). Bei dieser Variante wird das Stahlflachprodukt ausgehend von der jeweiligen Glühtemperatur zunächst auf eine Badeintrittstemperatur (T6) abgekühlt, welche 440 - 800 °C beträgt und gleich der Temperatur ist, mit der das Stahlflachprodukt für das Schmelztauchbeschichten in das jeweilige Schmelzenbad eingeleitet wird. Liegt beispielsweise in einer ersten Variante die jeweilige Badeintrittstemperatur T6 oberhalb von 600 °C, so kann die Abkühlung auf die jeweilige Badeintrittstemperatur T6 in der ersten Stufe der Abkühlung den Maßgaben des Arbeitsschritts k) entsprechend beliebig schnell erfolgen. Verlässt das Stahlflachprodukt das Schmelzenbad dann mit einer oberhalb von 600 °C liegenden Temperatur, muss in der zweiten Stufe der Abkühlung auch hier sichergestellt sein, dass die Abkühlung im ersten kritischen Temperaturbereich von 600 - 450 °C nicht höher als 25 K/s und im zweiten kritischen Temperaturbereich von 400 - 220 °C nicht höher als 20 K/s ist. Genauso darf in der ersten Stufe der Abkühlung der erste kritische T em peratu rbereich nur mit höchstens 25 K/s durchlaufen werden, wenn gemäß einer zweiten Variante die Badeintrittstemperatur T6 unterhalb von 450 °C liegt. Liegt dagegen gemäß einer dritten Variante die Badeintrittstemperatur T6 im ersten kritischen Temperaturbereich, so kann in der ersten Stufe der Abkühlung eine beliebige Abkühlrate gewählt werden, bis das Stahlflachprodukt auf 800 °C abgekühlt ist. Mit Erreichen dieser Grenztemperatur darf wiederum die Abkohlung auf die betreffende Badeintrittstemperatur T6 nur mit höchstens 25 K/s erfolgen. Liegt die Temperatur des Stahlflachprodukts beim Verlassen des Schmelzenbads im ersten kritischen Temperaturbereich von 600 - 450 °C darf in der dann einsetzenden zweiten Stufe der Abkühlung die Abkühlung des Stahlflachprodukts bis auf 450 °C weiterhin nur mit der maximal 25 K/s betragenden Abkühlrate CR1 erfolgen, wogegen auch bei der zweiten Stufe der Abkühlung die Abkühlrate CR2 im zweiten kritischen Temperaturbereich von 400 - 220 °C 20 K/s stets nicht übersteigen darf. Provided that the requirements for cooling according to step k) are complied with, a hot-dip coating of the flat steel product with an anti-corrosion coating can optionally be integrated into the cooling process (optional step I)). In this variant, the flat steel product is initially cooled, starting from the respective annealing temperature, to a bath inlet temperature (T6), which is 440 - 800 ° C and is the same as the temperature at which the flat steel product is introduced into the respective melt bath for hot dip coating. If, for example, in a first variant, the respective bath inlet temperature T6 is above 600 ° C., the cooling to the respective bath inlet temperature T6 in the first stage of cooling can take place as quickly as required according to the stipulations of step k). If the flat steel product then leaves the molten bath at a temperature above 600 ° C, it must be ensured in the second cooling stage that the cooling in the first critical temperature range of 600 - 450 ° C does not exceed 25 K / s and in second critical temperature range of 400 - 220 ° C is not higher than 20 K / s. Likewise, in the first stage of cooling, the first critical temperature range may only be passed through with a maximum of 25 K / s if, according to a second variant, the bath inlet temperature T6 is below 450 ° C. If, on the other hand, according to a third variant, the bath inlet temperature T6 is in the first critical one Temperature range, any cooling rate can be selected in the first cooling stage until the flat steel product has cooled to 800 ° C. When this limit temperature is reached, the decarburization to the relevant bath inlet temperature T6 may only take place at a maximum of 25 K / s. If the temperature of the flat steel product when it leaves the molten bath is in the first critical temperature range of 600 - 450 ° C, the flat steel product may only continue to be cooled down to 450 ° C in the second cooling stage, which then begins, at a maximum rate of 25 K / s CR1 , whereas in the second stage of cooling the cooling rate CR2 in the second critical temperature range of 400 - 220 ° C must not always exceed 20 K / s.
Aus dem Voranstehenden ergibt sich, dass die jeweils gewählte Badeintrittstemperatur T6 kleiner ist als die Glühtemperatur und auf die Temperatur des Beschichtu ngsbads abgestimmt wird. Die Badeintrittstemperatur beträgt 440 - 800 °C, insbesondere mindestens 470 °C, bevorzugt mindestens 800 °C oder mindestens 640 °C, besonders bevorzugt höchstens 700 °C. Die Dauer der Abkühlung des geglühten Stahlflachprodukts von der Glühtemperatur T5 auf die Badeintrittstemperatur T6 beträgt bevorzugt 10 - 180 s. Das so abgekühlte Stahlflachprodukt kann direkt in eine Schmelztauchbeschichtung geleitet werden, bei der das Stahlflachprodukt ein entsprechend zusammengesetztes Schmelzenbad durchläuft. Das Schmelzenbad, das die auf das Stahlflachprodukt aufzubringende Legierung in flüssiger Form enthält, weist typischerweise eine Temperatur (T7) von 640 - 720 °C auf. Dies gilt insbesondere für den Fall, dass für den Korrosionsschutzüberzug eine Legierung auf Aluminiumbasis verwendet wird. Al-basierte Schutzüberzüge haben sich zum Beschichten alterungsbeständiger Stahlflachprodukte als besonders geeignet erwiesen. Das Schmelzenbad, das den auf das Stahlflachprodukt aufzubringenden Korrosionsschutzüberzug in flüssiger Form enthält, enthält dann beispielsweise 3 - 15 Gew.-% Silizium, insbesondere 9 - 12 Gew.-% Silizium, bis zu 5 Gew.-% Eisen, bis zu 30 Gew.-% Zn, bis zu 5 Gew.- % Mg, bis zu 0,5 Gew.-% unvermeidbare Verunreinigungen und als Rest Aluminium, wobei die Summe der jeweils vorliegenden Bestandteile 100 Gew,-% beträgt. Unvermeidbare Verunreinigungen können dabei beispielsweise unvermeidbare Anteile an Chrom, Mangan, Kalzium oder Zinn sein. Am fertig beschichteten Stahlflachprodukt kann die Überzugszusammensetzung beispielsweise mit Hilfe der Glimmentladungsspektroskopie (GDOES) bestimmt werden. It follows from the foregoing that the bath inlet temperature T6 selected in each case is lower than the annealing temperature and is matched to the temperature of the coating bath. The bath inlet temperature is 440-800.degree. C., in particular at least 470.degree. C., preferably at least 800.degree. C. or at least 640.degree. C., particularly preferably at most 700.degree. The duration of the cooling of the annealed steel flat product from the annealing temperature T5 to the bath inlet temperature T6 is preferably 10-180 s. The molten bath, which contains the alloy to be applied to the flat steel product in liquid form, typically has a temperature (T7) of 640 - 720 ° C. This is particularly true in the event that an aluminum-based alloy is used for the anti-corrosion coating. Al-based protective coatings have proven to be particularly suitable for coating aging-resistant flat steel products. The molten bath, which contains the anti-corrosion coating to be applied to the flat steel product in liquid form, then contains, for example, 3-15% by weight silicon, in particular 9-12% by weight silicon, up to 5% by weight iron, up to 30% by weight .-% Zn, up to 5% by weight Mg, up to 0.5% by weight unavoidable impurities and the remainder Aluminum, the sum of the constituents present in each case being 100% by weight. Unavoidable impurities can be, for example, unavoidable proportions of chromium, manganese, calcium or tin. The coating composition can be determined on the coated flat steel product, for example with the aid of glow discharge spectroscopy (GDOES).
Das erhaltene Stahlflachprodukt kann optional einem Dressieren mit einem Dressiergrad von bis zu 2 % unterzogen werden, um die Oberflächenrauheit des Stahlflachprodukts zu verbessern. The flat steel product obtained can optionally be subjected to skin tempering with a skin tempering degree of up to 2% in order to improve the surface roughness of the flat steel product.
Ein erfindungsgemäß erzeugtes Stahlflachprodukt ist für ein Presshärten geeignet und weist optional einen Korrosionsschutzüberzug, eine hohe Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % sowie eine kontinuierliche Streckgrenze Re oder eine ausgeprägte Streckgrenze, bei welcher die Differenz zwischen der oberen ReH und der unteren Streckgrenze ReL höchstens 45 MPa beträgt, auf. Das Presshärten kann dabei in einem einstufigen Verfahren, bei dem ein Blechzuschnitt auf die jeweilige Umformtemperatur erwärmt und anschließend im Pressformwerkzeug in einem Zuge unter gleichzeitiger Abschreckung zum jeweiligen Bauteil geformt wird, oder in einem zweistufigen Verfahren durchgeführt werden, bei dem zunächst aus einer Platine ein Bauteil kaltgeformt wird, dass anschließend auf Härtetemperatur erwärmt und abgeschreckt wird, wobei das Bauteil auch bei dieser Variante zum Abschrecken in ein an die Form des Bauteils angepasstes Werkzeug eingelegt werden kann. A flat steel product produced according to the invention is suitable for press hardening and optionally has a corrosion protection coating, a high uniform elongation Ag of at least 11.5% and a continuous yield point Re or a pronounced yield point at which the difference between the upper ReH and the lower yield point ReL is at most 45 MPa. Press hardening can be carried out in a one-step process, in which a sheet metal blank is heated to the respective forming temperature and then formed into the respective component in one go with simultaneous quenching, or in a two-stage process in which a component is first made from a blank is cold-formed, that is then heated to hardening temperature and quenched, whereby the component can also be inserted into a tool adapted to the shape of the component for quenching in this variant.
Typische Dicken erfindungsgemäß erzeugter Stahlflachprodukte liegen bei 0,5 mm bis 10 mm, bevorzugt 0,6 mm bis 6 mm, besonders bevorzugt bei 0,8 mm bis 3,5 mm. Typical thicknesses of flat steel products produced according to the invention are 0.5 mm to 10 mm, preferably 0.6 mm to 6 mm, particularly preferably 0.8 mm to 3.5 mm.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand eines Ausführungsbeispiels erläutert. The invention is explained below on the basis of an exemplary embodiment.
Es wurden in konventioneller Weise Schmelzen S1 - S5 erschmolzen, deren Vollanalysen in Tabelle 1 angegeben sind. Die Gehalte an den Elementen P, S, N, Sn und As sind dabei den Verunreinigungen zuzurechnen. Gleiches gilt bei den Beispielen S1 und S2 für die dort angegebenen Gehalte an Mo sowie für das Beispiel S1 für den dort angegebenen Nb-Gehalt. Melts S1-S5 were melted in a conventional manner, their Full analyzes are given in Table 1. The contents of the elements P, S, N, Sn and As are to be added to the impurities. The same applies to examples S1 and S2 for the Mo contents specified there and for example S1 for the Nb content specified there.
Die Schmelzen S1 - SS sind in einer konventionellen Stranggießmaschine, die einen Tundish und eine Stranggießkokille umfasste, jeweils zu einem Strang mit einer Dicke Ds und einer Breite Bs vergossen worden. Hierzu sind die Schmelzen S1 - S5 jeweils aus einer Pfanne mit einer Überhitzungstemperatur, die jeweils um eine Differenz Tue oberhalb der Liquidustemperatur des Stahls lag (Überhitzungstemperatur = Liquidustemperatur + Tue), in den Tundish abgegossen worden und aus dem Tundish mit einer Gießgeschwindigkeit Vs in die Stranggießkokille eingeströmt. In Tabelle 2 sind für die beim Vergießen der Schmelzen S1 - S5 eingehaltene Dicke Ds, Breite Bs, Gießgeschwindigkeit Vs, das Produkt a = Ds x Vs und die Differenz T ue angegeben. The melts S1-SS were each cast in a conventional continuous casting machine, which comprised a tundish and a continuous casting mold, to form a strand with a thickness Ds and a width Bs. For this purpose, the melts S1 - S5 were each poured into the tundish from a pan with an overheating temperature that was a difference Tue above the liquidus temperature of the steel (overheating temperature = liquidus temperature + Tue) and from the tundish into the Continuous casting mold flowed in. Table 2 shows the thickness Ds, width Bs, casting speed Vs, the product a = Ds x Vs and the difference T ue, which were observed when casting the melts S1-S5.
Von den aus den Schmelzen S1 - S5 erzeugten Strängen sind Brammen abgeteilt worden, die anschließend in einem konventionellen Stoßofen auf eine Temperatur T1 erwärmt worden sind. Slabs were separated from the strands produced from the melts S1-S5, which were then heated to a temperature T1 in a conventional pusher-type furnace.
Die so erwärmten Brammen sind in konventioneller Weise zu jeweils einem Vorband vorgewalzt worden, das am Ende des Vorwalzens eine Zwischenprodukttemperatur T2 aufwies. The slabs heated in this way were each pre-rolled in a conventional manner to form a pre-strip which, at the end of the pre-rolling, had an intermediate product temperature T2.
Anschließend sind die erhaltenen Vorbänder in konventioneller Weise jeweils zu einem Warmband warmgewalzt worden. Das Warmwalzen wurde dabei jeweils bei einer Endwalztemperatur T3 beendet. The pre-strips obtained were then each hot-rolled in a conventional manner to form a hot strip. The hot rolling was ended in each case at a final rolling temperature T3.
Die so erhaltenen Warmbänder sind bei einer Haspeltemperatur T4 in konventioneller Weise jeweils zu einem Haspel gewickelt worden. The hot strips obtained in this way were each wound into a reel in a conventional manner at a coiling temperature T4.
Nach einem ebenfalls konventionell zur Entfernung von auf den Warmbändern vorhandenem Zunder durchgeführten Entzundern sind die Warmbänder in · ebenso konventioneller Weise mit einem über das Kaltwalzen erzielten Gesamtkaltwalzgrad KGW zu jeweils einem Kaltband kaltgewalzt worden. After a likewise conventional for the removal of on the hot strip If the scale was removed from the existing scale, the hot strips were cold-rolled in an equally conventional manner with a total degree of cold rolling KGW achieved by cold rolling to form one cold strip in each case.
Die erhaltenen Kaltbänder sind dann im Durchlauf bei einer Glühtemperatur T5 durcherwärmt worden. The resulting cold strips were then heated through at an annealing temperature T5.
Nach dem Glühen sind die Kaltbinder in zwei Stufen auf Raumtemperatur abgekühlt worden, wobei sie zwischen den beiden Stufen der Abkühlung jeweils mit einem konventionell zusammengesetzten Überzug auf Al-Basis schmelztauchbeschichtet worden sind. Dementsprechend sind die geglühten Kaltbänder in der ersten Stufe der Abkühlung mit einer mitleren Abkühlrate CR‘ von 2,5 K/s bis 50 K/s auf jeweils eine Badeintrittstemperatur T6 abgekühlt worden, mit der sie in ein jeweils 675 °C warmes Schmelzenbad eingetreten sind. Das Schmelzenbad war in konventioneller Weise mit (in Gew.-%) 8 - 12 % Si, 1 - 4% Fe und 0 - 0,5 % Mg, Rest AI und unvermeidbaren Verunreinigungen so legiert, dass sich der konventionell zusammengesetzte Al-basierte Überzugauf dem jeweiligen Kaltband gebildet hat. Beim Austritt aus dem Schmelzenbad war die Temperatur der Kaltbänder in etwa gleich der Badtemperatur, lag aber in jedem Fall über 600 °C. After annealing, the cold binders were cooled to room temperature in two stages, with each being hot-dip coated with a conventionally composed Al-based coating between the two cooling stages. Accordingly, the annealed cold strips were cooled in the first stage of cooling at an average cooling rate CR 'of 2.5 K / s to 50 K / s to a bath inlet temperature T6, at which they entered a molten bath at 675 ° C . The molten bath was conventionally alloyed with (in% by weight) 8-12% Si, 1-4% Fe and 0-0.5% Mg, the remainder Al and unavoidable impurities in such a way that the conventionally composed Al-based one Has formed coating on the respective cold strip. On leaving the melt bath, the temperature of the cold strips was roughly the same as the bath temperature, but was in any case above 600 ° C.
Die aus dem Schmelzenbad austretenden, mit dem Al-basierten Schutzüberzug versehenen Kaltbänder sind in der zweiten Stufe der Abkühlung zunächst wiederum mit der Abkühlrate CR‘ bis 600 °C abgekühlt und anschließend im ersten kritischen Temperaturbereich von 600 - 450 °C mit einer mitleren Abkühirate CR1 abgekühlt worden. Nach Erreichen der unteren Grenze dieses ersten kritischen Temperaturbereichs sind die Kaltbänder mit einer mittleren mit einer mittleren Abkühlrate CR2 im Temperaturbereich von 400 - 250 °C abgekühlt worden. The cold strips exiting the molten bath and provided with the Al-based protective coating are initially cooled again at the cooling rate CR 'to 600 ° C in the second cooling stage and then in the first critical temperature range of 600 - 450 ° C with an average cooling rate CR1 been cooled. After the lower limit of this first critical temperature range had been reached, the cold strips were cooled with an average with an average cooling rate CR2 in the temperature range of 400-250 ° C.
Die bei der Verarbeitung der aus den Schmelzen S1 - S5 erzeugten Brammen jeweils eingestellten Temperaturen T1 -T6, der jeweils erreichte Kaltwalzgrad sowie die jeweils eingehaltenen Abkühlraten CR1 , CR2 sind in Tabelle 3 angegeben. The temperatures T1 -T6 set in each case during the processing of the slabs produced from the melts S1-S5, the degree of cold rolling achieved in each case and the cooling rates CR1, CR2 observed in each case are given in Table 3.
An jeweils zwei Proben der Stahlflachprodukte, die in der voranstehend erläuterten Weise in Form von mit einem Al-basierten Überzug versehenen, aus den Schmelzen S1 - S5 erzeugten Kaltbändern erhalten worden sind, sind an Messpunkten ML__n,DFos_m, ML__n,DFus_m, ML_n,DFMS_m und ML_n,DFos_m, ML__n,DFus_m, ML__n,DFMs_m einem 300 pm langen Ausschnitt eines Längsschliffs der Kaltbänder mittels eines ESMA-Scan für einen Dickenbereich OS, der sich ausgehend von der Oberseite des Stahlsubstrats des Kaltbands über eine Dicke von 225 pm (entsprechend 15 % der Blechdicke von 1,5 mm) erstreckte, für einen Dickenbereich US, der sich ausgehend von der Unterseite des Stahlsubstrats des Kaltbands ebenfalls über eine Dicke von 225 pm erstreckte, und für einen dritten Dickenbereich MS, der symmetrisch zur Dickenmitte des Stahlsubstrats des Kaltbands ausgerichtet war und sich ausgehend von der Dickenmitte jeweils über 225 pm in Richtung der Ober- und Unterseite des Stahlsubstrats des Kaltbands erstreckte (Gesamtdicke des mitleren Dickenbereichs MS - 450 pm) die Gehalte an Si, Mn und P In each case two samples of the flat steel products, which were obtained in the manner explained above in the form of cold strips produced from the melts S1-S5 and provided with an Al-based coating, are measured at measuring points M L__n , DF os_m , M L__n , DF us_m , M L_n , DF MS_m and M L_n , DF os_m , M L__n , DF us_m , M L__n , DF Ms_m a 300 pm long section of a longitudinal section of the cold strip by means of an ESMA scan for a thickness range OS, which is based on the top of the Steel substrate of the cold strip extended over a thickness of 225 μm (corresponding to 15% of the sheet thickness of 1.5 mm), for a thickness range US, which, starting from the underside of the steel substrate of the cold strip, likewise extended over a thickness of 225 μm, and for one third thickness range MS, which was aligned symmetrically to the center of the thickness of the steel substrate of the cold strip and, starting from the center of the thickness, extends over 225 μm in the direction of the top and bottom of the steel substrate de s cold strip extended (total thickness of the average thickness range MS - 450 pm) the contents of Si, Mn and P
Die Auflösung des ESMA-Scans beträgt dabei 2 x 2 pm, d.h. jeweils 2 pm in Dicken- und 2 pm in Längsrichtung des untersuchten Flächenabschnitts. Bei dem jeweils untersuchten Flächenausschnitt handelt es sich jeweils um einen Ausschnit eines längs zu dessen Walzrichtung ausgerichteten Schliffs des Stahlsubstrats. Die Länge des jeweils betrachteten Flächenausschnitts beträgt 300 pm. The resolution of the ESMA scan is 2 x 2 pm, i.e. 2 pm in the thickness and 2 pm in the longitudinal direction of the examined area section. The surface section examined in each case is a section of a section of the steel substrate aligned lengthways to its rolling direction. The length of the area under consideration is 300 pm.
Beträgt beispielsweise die Dicke DP des Stahlsubstrats 2 mm und damit einhergehend die Dicke DFos und die Dicke DFus jeweils 300 pm sowie die Dicke DFMS 600 pm, so ergeben sich im Schritt i) für die Dickenbereiche OS, US für die Gehalte an Si, Mn und P jeweils eine Matrize mit jeweils 150 x 150 Gehaltsangaben und für den Dickenbereich MS eine Matrize mit jeweils 150 x 300 Angaben zu den Gehalten an SI, Mn und P in den jeweils untersuchten Messpunkten. Hieraus sind dann in der oben bereits beschriebenen Weise für den oberen Randbereich OS, für den Mittenbereich MS und den unteren Randbereich US die Seigern ngskoeffizienten Ssi.os, SSI.MS, Ssi.us, Swn.os, SMU.MS, SMH.US, SP.OS, SP.MS, SP,US bestimmt worden. If, for example, the thickness DP of the steel substrate is 2 mm and, as a result, the thickness DFos and the thickness DFus are each 300 μm and the thickness DFMS 600 μm, then in step i) for the thickness ranges OS, US for the contents of Si, Mn and P a matrix each with 150 x 150 content information and for the thickness range MS a matrix with 150 x 300 information each on the contents of SI, Mn and P in each of the investigated Measuring points. From this, in the manner already described above, the Seigern ng coefficients Ssi.os, SSI.MS, Ssi.us, Swn.os, SMU.MS, SMH.US are then for the upper edge area OS, for the middle area MS and the lower edge area US , SP.OS, SP.MS, SP, US.
In Tabelle 4a sind hierzu beispielhaft für das aus der Schmelze 1 erzeugte Kaltband der jeweils größte Wert XMax,Si,OS, xMax.Mn.OS, XMax,P,OS; XMax.Si.US, XMax.Mn,US, XMax.P,US; XMax,Si,MS, XMax.Mn.Ms, XMax,P,MS der arithmetischen MittelwerteTable 4a shows, by way of example, the greatest value XMax, Si, OS, xMax.Mn.OS, XMax, P, OS; XMax.Si.US, XMax.Mn, US, XMax.P, US; XMax, Si, MS, XMax.Mn.Ms, XMax, P, MS of the arithmetic mean values
XMittel,Si,OS_n, XMittel,Mn,OS_n, XMittel,P,OS_n; XMittel,Si,US_n, XMittel,Mn,US_n, XMittel,P,US_n; XMittel,si,Ms_n, XMittel.Mn.MS_n, XMittel,p,Ms_n angegeben, die für die Reihen n aus den an den in den Messpunkte ML_n,DFos_m, ML_n,DFus_m, ML_n,DFMS^m gemessenen Gehalten an Si, Mn, P der betreffenden Reihen n errechnet worden (n = 1 , 2, 3, 150 für die Dickenbereiche OS, US; n = 1 , 2, 3, ..., 300 für den Dickenbereich MS; m = 1 , 2, 3, 150). XMean, Si, OS_n, XMean, Mn, OS_n, XMean, P, OS_n; Xmean, Si, US_n, Xmean, Mn, US_n, Xmean, P, US_n; XMittel, si, Ms_n, XMittel.Mn.MS_n, XMittel, p, Ms_n indicated, for the rows n of the n to the measurement points in the ML_n, DFos_m, ML_n, DFus_m, ML_, DFMS ^ m measured contents of Si, Mn, P of the relevant rows n have been calculated (n = 1, 2, 3, 150 for the thickness ranges OS, US; n = 1, 2, 3, ..., 300 for the thickness range MS; m = 1, 2, 3, 150).
Darüber hinaus sind in Tabelle 4a der arithmetische Mittelwert Xwittei.si, der aus der Gesamtheit aller in den Messpunkten ML__n,DFGS_m ermittelten Gehalte an Si errechnet worden ist, der arithmetische Mittelwert ,Mittel .Mn, der aus der Gesamtheit aller in den Messpunkten ML_n,DFGS_m ermittelten Gehalte an Mn errechnet worden ist, und der arithmetische Mittelwert XMittel,P , der aus der Gesamtheit aller in den Messpunkten ML_n,DFGs_m ermittelten Gehalte an P errechnet worden ist, angegeben (n = 1 , 2, 3, ... , 1000 für die gesamte Blechdicke GS; m = 1, 2, 3, 150). In addition, Table 4a shows the arithmetic mean Xwittei.si, which was calculated from the total of all Si contents determined in the measuring points M L__n , DF GS_m , the arithmetic mean, mean .Mn, which was calculated from the total of all in the measuring points ML_n, DF GS_m has been calculated, and the arithmetic mean value XMean, P, which has been calculated from the totality of all P contents determined in the measuring points ML_n, DFGs_m, is given (n = 1, 2, 3,. .., 1000 for the entire sheet thickness GS; m = 1, 2, 3, 150).
Schließlich sind in Tabelle 4a für das aus der Schmelze 1 erzeugte Kaltband auch die aus den in der Tabelle 4a verzeichneten Mittelwerten der arithmetischen Mittelwerte XMittel.Si.OSji, XMittel,Mn,OS_n, XMittel,P,OS_n; XMittel.Si.US_n,Finally, in Table 4a, for the cold strip produced from the melt 1, the mean values of the arithmetic mean values XMittel.Si.OSji, XMittel, Mn, OS_n, XMittel, P, OS_n; XMittel.Si.US_n,
XMittel,Mn,US_n, XMittel,P,US_n; XMittel,Si,MS_n, XMittel,Mn,MS_n, XMittel,P,MS_n Und Xwittel.Si,Xmean, Mn, US_n, Xmean, P, US_n; XMittel, Si, MS_n, XMittel, Mn, MS_n, XMittel, P, MS_n and Xwittel.Si,
XMittei.Mn, ÄMittei.p berechneten Seigerungskoeffizient Ssi.os, SSI.MS, Ssi.us, Swrn.os, SMII.MS, SMn.us, Sp.os, SP.MS, Sp, us angegeben (n = 1 , 2, 3, 150 für dieXMittei.Mn, ÄMittei.p calculated segregation coefficient Ssi.os, SSI.MS, Ssi.us, Swrn.os, SMII.MS, SMn.us, Sp.os, SP.MS, Sp, us specified (n = 1, 2, 3, 150 for the
Dickenbereiche OS, US; n = 1 , 2, 3, ..., 300 für den Dickenbereich MS; m = 1 , 2, 3, ..., 150). Tabelle 4b enthält die in entsprechender Weise für die aus den Schmelzen S2 - S5 bestimmten Seigerungskoeffizienten SSi,OS, SSi.MS, SSi,US, SMn,OS, SMn,MS, SMn,US, SP,OS, SP,MS, SP,US. Thickness ranges OS, US; n = 1, 2, 3, ..., 300 for the thickness range MS; m = 1, 2, 3, ..., 150). Table 4b contains the segregation coefficients S Si, OS , S Si.MS, S Si, US , S Mn, OS, S Mn, MS , S Mn, US , S P, OS , S P, MS , S P, US .
Zusätzlich sind an den erhaltenen, aus den Schmelzen S1 - S5 in der voranstehend erläuterten Weise erzeugten Kaltbändern die Streckgrenze R, die Art der Streckgrenze (REL = Ausgeprägte Streckgrenze, RP02 =In addition, the yield point R, the type of yield point (REL = pronounced yield point, RP02 =
Kontinuierlich), im Fall der ausgeprägten Streckgrenze REL die jeweils obere Streckgrenze ReH und die Differenz ARe zwischen oberer und unterer Streckgrenze, die Zugfestigkeit Rm, die Gleichmaßdehnung Äg und die Bruchdehnung A80 gemäß DIN EN ISO 6892-1:2017-02 ermittelt worden. Die betreffenden mechanischen Kennwerte sind in Tabelle 5 angegeben. Continuous), in the case of the pronounced yield point REL, the respective upper yield point ReH and the difference ARe between the upper and lower yield point, the tensile strength Rm, the uniform elongation Aeg and the elongation at break A80 according to DIN EN ISO 6892-1: 2017-02 have been determined. The relevant mechanical parameters are given in Table 5.
Zudem ist der Biegewinkel an Querproben gemäß VDA 238-100 nach einem üblichen Presshärten der aus der Schmelze S1 erzeugten Kaltbänder bei maximaler Kraft bestimmt worden. Er betrug bei drei Messungen 50,1 + 1,3 °. In addition, the bending angle on transverse specimens has been determined in accordance with VDA 238-100 after conventional press hardening of the cold strips produced from the melt S1 at maximum force. In three measurements it was 50.1 + 1.3 °.
*) Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen *) Figures in% by weight, remainder iron and unavoidable impurities
Tabelle 1 Table 1
Tabelle 2 Table 2
Tabelle 3 Table 3
Tabelle 4a Table 4a
Tabelle 4b Table 4b
Tabelle 5 Table 5

Claims

PATENTANSPRÜCHE PATENT CLAIMS
1. Verfahren zum Herstellen eines Stahlflachprodukts, umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer Stahlschmelze, die aus, in Gew.-%, 1. A method for producing a flat steel product, comprising the following work steps: a) Melting a steel melt, which consists of, in% by weight,
C: 0,10-0,4%, C: 0.10-0.4%,
Si: 0,05 - 0,5%, Si: 0.05-0.5%,
Mn: 0,5 -3,0%, Mn: 0.5 -3.0%,
AI: 0,01 - 0,2 %, AI: 0.01-0.2%,
Cr: 0,005- 1,0%, Cr: 0.005-1.0%,
V: 0,001 - 0,2%, sowie jeweils optional einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden GehaltenV: 0.001-0.2%, as well as optionally one or more elements from the group "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in the following contents
B: 0,0005-0,01%, B: 0.0005-0.01%,
Ti: 0,001 -0,1 %, Nb: 0,001 -0,1 %, Ti: 0.001-0.1%, Nb: 0.001-0.1%,
Ni: 0,01 - 0,4 %, Ni: 0.01-0.4%,
Cu: 0,01 - 0,8 %, Cu: 0.01-0.8%,
Mo: 0,002- 1,0%, Mo: 0.002-1.0%,
W: 0,001 -1,0% und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen, wobei zu den Verunreinigungen bis zu 0,1 % P, bis zu 0,05 % S und bis zu 0,02 % N zählen, besteht, b) Vergießen der Stahlschmelze zu einem Strang, W: 0.001-1.0% and the remainder of iron and unavoidable impurities, where the impurities include up to 0.1% P, up to 0.05% S and up to 0.02% N, b) pouring the molten steel into a strand,
- wobei die Stahlschmelze zunächst in einen Tundish abgegossen wird, von dem aus die Schmelze in eine Stranggusskokille abströmt, um den Strang zu formen, - The steel melt is first poured into a tundish, from which the melt flows into a continuous casting mold in order to form the strand,
- wobei die Stahlschmelze beim Abgießen in den Tundish eine Überhitzungstemperatur TUE aufweist, die 5 - 60 °C oberhalb der Liquidustemperatur der Stahlschmelze liegt, und - the molten steel having an overheating temperature TUE when it is poured into the tundish, which is 5 - 60 ° C above the liquidus temperature of the molten steel, and
- wobei für das aus einer Dicke Ds des in der StranggusskokiSSe gebildeten Strangs und einer Gießgeschwindigkeit Vs, mit der die Schmelze in die Stranggusskokille einströmt, gebildete Produkt a gilt: amin < a < amax (Bedingung 1) mit amin = 0,05 m2/min amax = 0,7 m2/min Ds: 20 - 500 mm c) Abteilen einer Bramme oder Dünnbramme von dem Strang; d) Durcherwärmen der Bramme oder Dünnbramme bei einer Temperatur (T 1 ) von 1100 - 1400 °C; e) optionales Vorwalzen der durcherwärmten Bramme oder Dünnbramme zu einem Zwischenprodukt mit einer Zwischenprodukttemperatur (T2) von 1000 - 1250 °C; f) Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme oder des Zwischenprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Endwalztemperatur (T3) 750 - 1000 °C beträgt; g) optionales Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts, wobei die Haspeltemperatur (T4) höchstens 700 °C beträgt; h) optionales Entzundern des warmgewalzten Stahlflachprodukts; i) optionales Kaltwalzen des Stahlflachprodukts, wobei der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad mindestens 25 % beträgt; j) Glühen des Stahlflachprodukts bei einer GSühtemperatur (T5) von 650 -- where the following applies to the product a formed from a thickness Ds of the strand formed in the continuous casting mold and a casting speed Vs at which the melt flows into the continuous casting mold: a min <a <a max (condition 1) with a min = 0, 05 m 2 / min a max = 0.7 m 2 / min Ds: 20-500 mm c) cutting off a slab or thin slab from the strand; d) through heating the slab or thin slab at a temperature (T 1) of 1100-1400 ° C; e) optional pre-rolling of the heated slab or thin slab to an intermediate product with an intermediate product temperature (T2) of 1000-1250 ° C; f) hot rolling the slab or thin slab or the intermediate product to form a hot-rolled flat steel product, the final rolling temperature (T3) being 750-1000 ° C .; g) optional coiling of the hot-rolled flat steel product, the coiling temperature (T4) being at most 700 ° C; h) optional descaling of the hot rolled steel flat product; i) optional cold rolling of the flat steel product, the degree of cold rolling achieved via the cold rolling being at least 25%; j) Annealing of the flat steel product at an annealing temperature (T5) of 650 -
900 °C; k) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur, wobei die Abkühlung im Temperaturbereich von 600 °C bis 450 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR1) von höchstens 25 K/s und im Temperaturbereich von 400 °C bis 220 °C mit einer mittleren Abkühlrate (CR2) von höchstens 20 K/s erfolgt; 900 ° C; k) Cooling the flat steel product to room temperature, the cooling in the temperature range from 600 ° C to 450 ° C with an average cooling rate (CR1) of at most 25 K / s and in the temperature range from 400 ° C to 220 ° C with an average cooling rate ( CR2) occurs at a maximum of 20 K / s;
L) wobei optional die gemäß Arbeitsschritt k) durchgeführte Abkühlung in zwei Stufen absolviert und zwischen den beiden Stufen der Abkühlung eine Schmelztauchbeschichtung des Stahlflachprodukts wie folgt durchgeführt wird: L) where optionally the cooling carried out according to step k) is completed in two stages and a hot dip coating of the flat steel product is carried out between the two cooling stages as follows:
- Im ersten Schritt der Abkühlung wird das Stahlflachprodukt auf eine Badeintrittstemperatur (TB) abgekühlt, welche 440 - 800 °C beträgt.- In the first cooling step, the flat steel product is cooled to a bath inlet temperature (TB) which is 440 - 800 ° C.
- Das auf die Badeintrittstemperatur (T6) abgekühlte Stahlflachprodukt wird durch ein Schmelzenbad geleitet, um es mit dem metallischen- The flat steel product, cooled to the bath inlet temperature (T6), is passed through a melt bath in order to combine it with the metallic
Schutzüberzug zu beschichten. To coat protective cover.
- Im zweiten Schritt der Abkühlung wird das Stahlflachprodukt ausgehend von der Temperatur, mit der es das Schmelzenbad verlässt, auf Raumtemperatur abgekühlt. m) optionales Dressieren des Stahlflachprodukts. - In the second cooling step, the flat steel product is cooled down to room temperature, starting from the temperature at which it leaves the molten bath. m) optional skin-passing of the flat steel product.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass in der Bedingung 1 (Arbeitsschritt b)) amin = 0,1 m2/min und amax = 0,42 m2/min ist. 2. The method according to claim 1, characterized in that in condition 1 (step b)) a min = 0.1 m 2 / min and a max = 0.42 m 2 / min.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass in der Bedingung 1 (Arbeitsschritt b)) amin = 0,18 m2/min und amax = 0,33 m2/min ist. 3. The method according to claim 2, characterized in that in condition 1 (step b)) a min = 0.18 m 2 / min and amax = 0.33 m 2 / min.
4. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Dicke Ds des in der Stranggusskokille gebildeten Strangs 50 - 300 mm beträgt. 4. The method according to any one of the preceding claims, characterized in that the thickness Ds of the strand formed in the continuous casting mold is 50-300 mm.
5. Verfahren nach Anspruch 3 oder 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Dicke Ds des in der Stranggusskokille gebildeten Strangs mindestens 180 mm beträgt. 5. The method according to claim 3 or 4, characterized in that the thickness Ds of the strand formed in the continuous casting mold is at least 180 mm.
8. Verfahren nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Überhitzungstemperatur TUE 10 - 50 °C oberhalb der Liquidustemperatur der Stahlschmelze liegt. 8. The method according to any one of the preceding claims, characterized in that the overheating temperature TUE is 10-50 ° C above the liquidus temperature of the molten steel.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Überhitzungstemperatur TUE 18 - 30 °C oberhalb der Liquidustemperatur der Stahlschmelze liegt. 7. The method according to claim 6, characterized in that the overheating temperature TUE is 18-30 ° C above the liquidus temperature of the steel melt.
8. Stahlflachprodukt, umfassend ein Stahlsubstrat, das aus, in Gew.-%, C: 0,10 »0,4 %, Si: 0,05 - 0,5 %, Mn: 0,5 - 3,0 %, AI: 0,01 - 0,2 %, Cr: 0,005 - 1 ,0 %, V: 0,001 - 0,2 %, sowie jeweils optional einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "B, Ti, Nb, Ni, Cu, Mo, W" in folgenden Gehalten B: 0,0005 - 0,01 %, Ti: 0,001 - 0,1 %, Nb: 0,001 - 0,1 %, Ni: 0,01 - 0,4 %, Cu: 0,01 - 0,8 %, Mo: 0,002 - 1,0 %, W: 0,001 - 1,0 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei zu den Verunreinigungen bis zu 0,1 % P, bis zu 0,05 % S und bis zu 0,02 % N zählen, und die für Si bestimmten Seigerungskoeffizienten Ssi.os, SSi.MS, SSi,US, die für Mn bestimmten Seigerungskoeffizienten SMn,OS, SMn, MS SMn,US sowie die für P bestimmten Seigerungskoeffizienten SP,OS, SP, MS, SP,US, folgende Bedingungen erfüllen: wobei 8. Flat steel product, comprising a steel substrate which, in% by weight, C: 0.10 »0.4%, Si: 0.05-0.5%, Mn: 0.5-3.0%, Al: 0.01-0.2%, Cr: 0.005-1.0%, V: 0.001-0.2%, and optionally one or more elements from the group "B, Ti, Nb, Ni, Cu" , Mon, W "in following contents B: 0.0005 - 0.01%, Ti: 0.001 - 0.1%, Nb: 0.001 - 0.1%, Ni: 0.01 - 0.4%, Cu: 0.01 - 0, 8%, Mo: 0.002 - 1.0%, W: 0.001 - 1.0% and the remainder consists of iron and unavoidable impurities, with up to 0.1% P, up to 0.05% S and count up to 0.02% N, and the segregation coefficients Ssi.os, S Si.MS , S Si, US determined for Si, the segregation coefficients S Mn, OS , S Mn, MS S Mn, US and those for P certain segregation coefficients S P, OS, S P, MS , S P, US , meet the following conditions: whereby
- die Seigerungskoeffizienten SSi,OS, SMn,OS, SP,OS einem oberen Dickenbereich OS des Stahlsubstrats des Stahlflachprodukts zugeordnet sind, der von der Oberseite des Stahlsubstrats ausgeht und dessen Dicke DFos 15 % der Dicke DP des Stahlsubstrats beträgt, - the segregation coefficients S Si, OS , S Mn, OS , S P, OS are assigned to an upper thickness range OS of the steel substrate of the flat steel product, which starts from the top of the steel substrate and whose thickness DFos is 15% of the thickness DP of the steel substrate,
- die Seigerungskoeffizienten SSi,US, SMn,US , SP,US einem unteren Dickenbereich US des Stahlsubstrats des Stahlflach produkts zugeordnet sind, der von der Unterseite des Stahlsubstrats ausgeht und dessen Dicke DFUS 15 % der Dicke DP des Stahlsubstrats beträgt, und - die Seigeru ngskoeffizienten SSi,MS, SMII.MS, SP.MS einem mittleren Dickenbereich MS des Stahlsubstrats des Stahlflachprodukts zugeordnet sind, der symmetrisch zur Dickenmitte ausgerichtet ist und dessen Dicke DFMS 30 % der Dicke DP des Stahlsubstrats beträgt, und wobei die Seigeru ngskoeffizienten Ssi.os, Swm.os, Sp.os, Ssi.us, SMD.US,- the segregation coefficients S Si, US, S Mn, US , S P, US are assigned to a lower thickness range US of the steel substrate of the flat steel product, which starts from the underside of the steel substrate and whose thickness DF US is 15% of the thickness DP of the steel substrate, and - the segregation coefficients S Si, MS , SMII.MS, SP.MS are assigned to a mean thickness range MS of the steel substrate of the flat steel product, which is aligned symmetrically to the center of the thickness and whose thickness DFMS is 30% of the thickness DP of the steel substrate, and where the Seigeru ng coefficients Ssi.os, Swm.os, Sp.os, Ssi.us, SMD.US,
SP.US, SSI.MS, Swn.Ms, SP.MS bestimmt werden, indem i) an einem sich über eine parallel zur Oberseite des Stahlsubstrats gemessene Länge LP von 300 miti erstreckenden Ausschnitt eines längs zur Walzrichtung des Stahlsubstrats ausgerichteten, aus einem bezogen auf die Bandlängsachse mittig angeordneten, sich über 70 % der Breite des Stahlsubstrats erstreckenden Abschnitt des Stahlsubstrats entnommenen Schliffs des Stahlsubstrats des Stahlflachprodukts über den jeweiligen Dickenbereich OS, MS, US und die gesamte Dicken GS des Stahlsubstrats mittels Elektronenstrahlmikroanalyse mit einer Auflösung A x A von 2 x 2 pm in jedem Messpunkt Mi._n,DFos_m, ML_n,DFus_m, ML_n,DFMs_m, ML_n,DFGs_m die im betreffenden Messpunkt ML_n,DFos_m, M[__n,DFus_m, ML_n,DFMS_m, ML_n,DFGs_m jeweils vorhandenen Gehalte an den Elementen Si, Mn und P bestimmt werden, wobei n die sich parallel zur Oberseite des Stahlsubstrats erstreckenden Reihen von Messwerten (n = 1, 2, 3, ... Ganzzahl[Dx/A], mit Dx = Dicke DFos, DFus, DFMS, DFGS des jeweiligen Dickenbereichs OS, MS, US bzw. der gesamten Dicke GS des Stahlsubstrats) und m die sich in Dickenrichtung erstreckenden Spalten von Messwerten bezeichnet (m = 1, 2, 3, ..., Ganzzahl [LP/A]), ii) für jede Reihe n des oberen, unteren und mittleren Dickenbereichs OS, US, MS bzw, der Gesamtdicke GS jeweils die arithmetischenSP.US, SSI.MS, Swn.Ms, SP.MS are determined by i) referring to a section of a section aligned longitudinally to the rolling direction of the steel substrate from a length LP of 300 miti, measured parallel to the upper side of the steel substrate Section of the steel substrate, located centrally on the longitudinal axis of the strip and extending over 70% of the width of the steel substrate, of the steel substrate of the flat steel product over the respective thickness range OS, MS, US and the entire thickness GS of the steel substrate by means of electron beam microanalysis with a resolution A x A of 2 x 2 pm in each measurement point Mi._n, DFos_m, ML_n, DFus_m, ML_n, DFMs_m, ML_n, DFGs_m the n in the respective measuring point ML_n, DFos_m, M [__, DFus_m, ML_ n, DFMS_m, ML_n, DFGs_m each existing contents of the Elements Si, Mn and P are determined, where n is the series of measured values extending parallel to the top side of the steel substrate (n = 1, 2, 3, ... integer [Dx / A], with Dx = thickness DFos, DFus, DFMS, DFGS of the respective thickness range OS, MS, US or the total thickness GS of the steel substrate) and m denotes the columns of measured values extending in the direction of the thickness (m = 1, 2, 3, ..., integer [LP / A]), ii) for each row n of the upper, lower and middle thickness range OS, US, MS or the total thickness GS respectively the arithmetic
Mittelwerte XMittel,Si,OS_n, XMittel,Mn,OS_n, XMittel,P,OS_n; XMittel,Si,US_n, XMittel,Mn,US_n, XMittel,P,US_n; XMittel,Si,MS_n, XMittel,Mn,MS_n, XMittel,P,MS_n; XMittel,Si,GS_n, XMittel,Mn,GS_n, XMittel.p, Gs_n der in den der jeweiligen Reihe n zugeordneten Messpunkte ermittelten Gehalte an Si, Mn und P gebildet werden, iii) für jeden Dickenbereich OS, US, MS aus den im Schritt ii) ermittelten arithmetischen Mittelwerten der größte Wert bestimmt Wird, iv) aus der Gesamtheit aller in den Messpunkten ML_n,DFGS_m, ermittelten Gehalte an Si der arithmetische Mittelwert XMittei.si, aus der Gesamtheit aller in den Messpunkten ML_n,DFGS_m ermitelten Gehalte an Mn der arithmetische Mittelwert XMittel.Mn und aus der Gesamtheit aller in den Messpunkten ML_n,DFGS_m, ermittelten Gehalte an P der arithmetische Mittelwert XMittel,P gebildet wird, und v) mit den im Schritt iii) erhaltenen Maximalwerten Und den im Schritt iv) erhaltenen Mittelwerten die Seigerungskoeffizienten wie folgt berechnet werden: Mean values XMean, Si, OS_n, XMean, Mn, OS_n, XMean, P, OS_n; Xmean, Si, US_n, Xmean, Mn, US_n, Xmean, P, US_n; Xmean, Si, MS_n, Xmean, Mn, MS_n, Xmean, P, MS_n; XMittel, Si, GS_n, XMittel, Mn, GS_n, XMittel.p, Gs_n of the measuring points assigned to the respective row n determined contents of Si, Mn and P are formed, iii) for each thickness range OS, US, MS from the arithmetic mean values determined in step ii) the greatest value The arithmetic mean value XMittei.si is determined from the totality of all Si contents determined in the measuring points M L _ n , DF GS _ m , from the totality of all determined in the measuring points M L _ n , DF GS _ m Contents of Mn is the arithmetic mean XMittel.Mn and from the total of all contents of P determined in the measuring points M L _ n , DF GS _ m , the arithmetic mean XMittel, P is formed, and v) with those obtained in step iii) Maximum values And the mean values obtained in step iv) the segregation coefficients can be calculated as follows:
9. Stahlflachprodukt nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Streckgrenze mit einer Differenz (ΔRe) zwischen oberem Streckgrenzenwert (ReH) und unterem Streckgrenzenwert (ReL) von höchstens 45 MPa aulweist, 9. Flat steel product according to claim 8, characterized in that it has a yield point with a difference (ΔRe) between the upper limit value (ReH) and the lower limit value (ReL) of at most 45 MPa,
10. Stahlflachprodukt nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Streckgrenze mit kontinuierlichem Verlauf aufweist. 10. Flat steel product according to claim 8 or 9, characterized in that it has a yield point with a continuous curve.
11. Stahlflachprodukt nach Anspruch 8, 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Gleichmaßdehnung Ag von mindestens 11,5 % aufweist. 11. Flat steel product according to claim 8, 9 or 10, characterized in that it has a uniform elongation Ag of at least 11.5%.
12. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 8 - 11', dadurch gekennzeichnet, dass seine Dicke 0,5-10 mm beträgt. 12. Flat steel product according to one of claims 8-11 ' , characterized in that its thickness is 0.5-10 mm.
13. Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 8-12, dadurch gekennzeichnet, dass es mit einem Korrosionsschutzüberzug beschichtet ist. 13. Flat steel product according to one of claims 8-12, characterized in that it is coated with an anti-corrosion coating.
14. Verwendung eines gemäß einem der Ansprüche 8-13 beschaffenen Stahlflachprodukts zur Herstellung eines Bauteils durch Pressformen. 14. Use of a flat steel product procured according to one of claims 8-13 for the production of a component by compression molding.
15. Verwendung nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass das Pressformen als Pressformhärten durchgeführt wird. 15. Use according to claim 14, characterized in that the compression molding is carried out as compression molding hardening.
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