EP4301885A1 - Stahlflachprodukt, verfahren zu seiner herstellung und verwendung eines solchen stahlflachprodukts - Google Patents

Stahlflachprodukt, verfahren zu seiner herstellung und verwendung eines solchen stahlflachprodukts

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EP4301885A1
EP4301885A1 EP22710062.5A EP22710062A EP4301885A1 EP 4301885 A1 EP4301885 A1 EP 4301885A1 EP 22710062 A EP22710062 A EP 22710062A EP 4301885 A1 EP4301885 A1 EP 4301885A1
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EP
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flat steel
steel product
cold
temperature
cooling
Prior art date
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Pending
Application number
EP22710062.5A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Ekaterina Bocharova
Olga SUKHOPAR
Georg PAUL
Stefan Woestmann
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
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    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum

Definitions

  • the invention relates to a cold-rolled flat steel product, a method for its production and uses of a flat steel product according to the invention.
  • “Flat steel products” are understood here to mean rolled products whose length and width are significantly greater than their thickness. These include in particular steel strips, steel sheets and blanks obtained from them, such as blanks and the like.
  • EP 2031 081 B1 discloses a cold-rolled flat steel product which can be hot-dip coated with a zinc-based anti-corrosion coating and has a structure which consists of 20-70% martensite, up to 8% retained austenite and the remainder ferrite and/or or bainite.
  • the steel flat product has a tensile strength of at least 950 MPa and consists of a steel consisting of (in % by weight) C: 0.050 - 0.105%, Si: 0.10 - 0.60%, Mn: 2.10 - 2, 80%, Cr: 0.20 - 0.80%, Ti: 0.02 - 0.10%, B: ⁇ 0.0020%, Mo: ⁇ 0.25%, Al: ⁇ 0.10%, Cu : up to 0.20%, Ni: up to 0.10%, Ca: up to 0.005%, P: up to 0.2%, S: up to 0.01%, N: up to 0.012% and as The rest is composed of iron and unavoidable impurities.
  • Steel concepts of this type are characterized by a low yield strength ratio, which can be attributed to the significant differences in strength of the structural components.
  • a product proposed to solve this problem has at least the features specified in claim 1.
  • a method which enables a product according to the invention to be produced inexpensively is specified in claim 9.
  • Such a product can be provided in the manner specified in claim 8 with an anti-corrosion coating based in particular on zinc (“Zn").
  • the steel substrate of a steel flat product according to the invention is accordingly produced from a steel which, in % by mass, consists of C: 0.040-0.100%, Mn: 2.10-2.50%, Si: 0.10-0.40%, Cr : 0.30 - 0.90%, Ti: 0.020 - 0.080%, B: 0.0005 - 0.0020%, N: 0.003 - 0.010%, Al: up to 0.10%, Ca: up to 0.005% , P: up to 0.025%, S: up to 0.010%, Mo: up to 0.20%, Nb: up to 0.050%, Cu: up to 0.10%, V: up to 0.020%, Ni: up to 0.10% and the remainder consists of iron and unavoidable impurities.
  • the steel substrate of a flat steel product according to the invention has a dual-phase structure consisting of 10-40% by volume of martensite, 30-90% by volume of ferrite including bainitic ferrite, no more than 5% retained austenite and the remainder made up of other structural components that are unavoidable due to production exists, whereby such other structural components are only present if the sum of the contents of the other structural components is less than 100%.
  • a steel flat product according to the invention contains 0.040-0.100% by mass of carbon ("C"). With C contents below 0.040% by mass, the strength would decrease too much.
  • the maximum carbon content of 0.100% by weight provided according to the invention was selected with a view to good weldability of the steel. In addition, carbon contents above 0.100 wt.% would lead to the formation of a harder, carbon-rich martensite phase, thereby significantly increasing the hardness difference between martensite and ferrite.
  • Si Silicon
  • the upper limit of the Si content is 0.40% by mass to avoid grain boundary oxidation, which could adversely affect the coatability and surface properties of the steel.
  • Manganese (“Mn”) in contents of 2.10-2.50% by mass purposefully prevents pearlite from forming in the steel flat product according to the invention during cooling in the annealing line.
  • Mn in the contents determined according to the invention promotes the formation of martensite in the structure and thus contributes significantly to increasing the strength.
  • the loss of strength which would otherwise be expected as a result of the C content set to comparatively low values according to the invention is thus compensated, inter alia, by the Mn contents provided according to the invention.
  • the Mn content is preferably at least 2.20% by mass and at most 2.40% by mass.
  • Aluminum (“AI”) in contents of up to 0.10% by mass is required for deoxidation in steel production.
  • Ca can also be added to the steel of a flat steel product according to the invention in amounts of up to 0.005% by mass in order to deoxidize the steel during steel production. This effect can be reliably achieved by adding at least 0.0005% by mass of Ca.
  • chromium also serves to increase the strength.
  • the upper limit of the range specified according to the invention for the Cr content is limited to at most 0.90% by mass, in particular at most 0.80% by mass.
  • the process for producing the flat steel product according to the invention is to be carried out in such a way that an annealing temperature GT of at least 840° C. is set in order to reliably achieve the desired dual-phase structure and the desired mechanical properties of the flat steel product according to the invention receive.
  • Titanium is provided in the steel of a steel flat product according to the invention in contents of 0.020 - 0.080% by mass in order to also improve the strength through the formation of fine Ti precipitates such as TiC or Ti(C,N) precipitates and to obtain a fine-grained structure.
  • Ti contents of at least 0.030% by mass can be provided.
  • the amount of precipitation made possible by the Ti content provided according to the invention contributes, among other things, to the optimum combination of mechanical properties which characterizes a steel according to the invention.
  • the positive influence of the presence of Ti in the steel of a steel flat product according to the invention can be used particularly effectively with Ti contents of up to 0.07% by mass.
  • the effect of Ti in the steel of a flat steel product according to the invention can also be supported by alloying Ti in an amount that corresponds at most to 11 times the respective N and B content of the steel of a flat steel product according to the invention.
  • B Boron
  • N nitrogen
  • the nitrogen (“N”) content in the steel of a flat steel product according to the invention is limited to 0.010% by mass so that Ti acts as an alloying element in the structure and is not completely bound with N. Contents of at least 0.003% by mass N are intended to ensure a sufficient amount of Ti(C,N) precipitates in the structure.
  • Impurities are permitted in the steel of a flat steel product according to the invention, which are technically unavoidable in a practical, economical production of a flat steel product according to the invention, but are kept so low that they have no negative influence on the desired properties of a flat steel product according to the invention.
  • Impurities include phosphorus (“P”) and sulfur (“S”) levels.
  • P phosphorus
  • S sulfur
  • the content of P is up to 0.025% by mass, in particular less than 0.015% by mass, limited to avoid deterioration of weldability.
  • the S content is limited to a maximum of 0.010% by mass in order to avoid the formation of MnS or (Mn,Fe)S, which would have a negative effect on the ductility of the steel according to the invention.
  • the total content of impurities in the steel of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 0.5% by mass, with impairment of the properties of the flat steel product being particularly reliably avoided with a maximum total of impurities of 0.3% by mass.
  • Mo molybdenum
  • Nb niobium
  • Cu copper
  • V vanadium
  • Ni nickel
  • the contents of these elements are so limited that they only have a minor influence on the properties of a flat steel product according to the invention. They can therefore also be “0%” in the technical sense, i.e. so small that they are considered impurities and have no effect in the flat steel product according to the invention.
  • a flat steel product consisting of a dual-phase steel which has a tensile strength Rm of 750-940 MPa, a yield point of 440-650 MPa and an elongation at break A80 of more than 13 % and is characterized by particularly good forming properties with a minimized tendency to edge cracks and equally good weldability.
  • the tensile strength Rm, the yield point Rp0.2 and the elongation at break A80 are each determined in accordance with DIN ISO 6892 (longitudinal tensile direction, specimen shape 2).
  • a significant difference between the invention and, for example, the prior art acknowledged at the outset and known from EP 2031 081 B1 consists in the distribution of the hardness values in the martensitic and ferritic phases and in the precipitation state of one of the microstructure of a flat steel product according to the invention, which is characterized by a large quantity of fine excretions.
  • This structural state can be achieved primarily by means of a carbon content which is limited according to the invention and a specific addition of Ti and B amounts. In this way, an above-average robust behavior with increasing strain gradients in the hole expansion test is achieved.
  • the proportions of martensite and ferrite, including bainitic ferrite, in the microstructure of a flat steel product according to the invention are quantified by means of image analysis.
  • the proportion of martensite in the structure of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 40% by volume, with at least 10% by volume of martensite being present in order to ensure the required strength.
  • the remainder of the microstructure of a flat steel product according to the invention in addition to proportions of no more than 5% by volume residual austenite, is mainly taken up by ferrite including bainitic ferrite, which must be no more than 90% by volume and at least 30% by volume.
  • a steel flat product according to the invention shows particularly good forming properties, which are reflected in high values for the hole expansion HER of more than 20% (determined according to DIN ISO 16630) and in a maximum drawing depth of more than 33 mm (determined in the limiting dome height (LDH) test with a 100 mm half-round punch). These are achieved through early local hardening, which is higher than in comparable grades of this strength class and is reflected in a hardening exponent n, measured in Elongation interval between 0.2% and 2.2% according to DIN EN ISO 10275:2014, of at least 0.22%.
  • flat steel products according to the invention are particularly suitable for the production of axially stressed components, such as longitudinal and cross members, or for the production of bending stressed components, such as B-pillars, B-pillar reinforcements or sills of automobile bodies.
  • cold-rolled flat steel products made according to the invention can be produced by completing at least the following work steps: a) Melting a steel melt consisting of, in % by mass, C: 0.040-0.100%, Mn: 2.10-2.50%, Si : 0.10 - 0.40%, Al: up to 0.10%, Cr: 0.30 - 0.90%, Ti: 0.020 - 0.080%, B: 0.0005 - 0.0020%, Ca: up to 0.005%, P: up to 0.025%, S: up to 0.010%, N: 0.003 - 0.010%, and optionally up to 0.20% Mo, up to 0.050% Nb, up to 0.10% Cu, up to 0.020% V and up to 0.10% Ni and balance iron and unavoidable impurities; b) Casting of the melt into a preliminary product, such as a slab or thin slab; c) Hot rolling of the preliminary product with a final hot rolling temperature of 850 - 980 °C to form
  • a melt alloyed according to the invention can be melted in the same conventional manner as can the melt be cast to form the preliminary product, which is typically a slab or thin slab (steps a) and b)).
  • Slabs are typically 180 mm to 260 mm thick, while thin slabs are typically 40 mm to 60 mm thick.
  • the preliminary product can also be hot-rolled in a conventional manner on units known for this purpose from the prior art.
  • the hot rolling finish temperature is set at 850 - 980°C, preferably 880 - 950°C.
  • the hot strip obtained is cooled to a coiling temperature of 480-650° C. and wound into a coil at this temperature.
  • a range of coil temperatures that is to be maintained in a particularly reliable manner is limited to at least 500 °C and at most 600 °C.
  • the risk of grain boundary oxidation increases, which would impair the surface quality of the steel flat product.
  • the strength of the hot strip increases significantly, which causes difficulties in the subsequent deformation.
  • the coiled hot-rolled flat steel product cools down to room temperature in the coil.
  • the flat steel product can then optionally be descaled. For this purpose it can, for example, run through a pickling device in which scale adhering to the flat steel product is removed.
  • Zinc-based anti-corrosion layer can be covered by hot-dip coating, the cold-rolled flat steel product can be produced according to steps a) - f) and then complete the following work steps in a continuous process: g) annealing of the cold-rolled flat steel product in a continuous furnace at an annealing temperature GT of 780 - 920 °C to achieve a sufficient degree of recrystallization after cold forming. Optimum annealing results are achieved when the annealing temperature is set to 810 - 890 °C.
  • the typical annealing time Gt during which the flat steel product is kept at the annealing temperature GT in the annealing furnace, is between 10 and 1000 s.
  • This cooling is carried out in two stages:
  • the cold-rolled flat steel product is in the first stage of its cooling from the respective annealing temperature GT to a temperature in the range of 750 -620 °C Intermediate temperature ZT with a cooling rate AR1, which is greater than 1.5 K / s, and is cooled in the second stage from the intermediate temperature ZT to the final cooling temperature KET with a cooling rate AR2, for which applies: AR2> 4 x AR1.
  • the cold-rolled flat steel product is cooled in the first stage from the respective annealing temperature GT to an intermediate temperature ZT in the range of 700 - 450 °C at a cooling rate AR1 that is greater than 5 K/s, and in the second stage from the intermediate temperature ZT to the respective final cooling temperature KET with a cooling rate AR2, for which the following applies: AR2 ⁇ (AR1)/3.
  • the desired microstructure formation of a flat steel product according to the invention is achieved through the selection of the respective cooling rates in the first and second stages.
  • the composition of the molten bath can be selected in a conventional manner, it being possible for the molten bath to be pure zinc melt or to consist of at least 75% by weight Zn.
  • annealing is carried out in a continuous furnace at an annealing temperature in the range of 780-920.degree with an annealing time Gt between 10 - 1000 s.
  • the heated cold-rolled flat steel product is then cooled to a final cooling temperature KET in the range of 380 - 500 °C in such a way that the cooling of the cold-rolled flat steel product, which has been heated to the annealing temperature GT, to a final cooling temperature KET in two stages takes place, with the cold-rolled steel flat product in the first stage of its cooling from the respective annealing temperature GT to an intermediate temperature ZT in the range 700 - 450 °C at a cooling rate AR1 that is greater than 5 K/s, and in the second stage from the Intermediate temperature ZT is cooled to the respective final cooling temperature KET at a cooling rate AR2, for which the following applies: AR2 ⁇ (AR1)/3.
  • the cold-rolled flat steel product is then cooled to room temperature.
  • the cold-rolled flat steel product obtained, provided with the anti-corrosion coating or uncoated can also be subjected to skin-pass rolling in order to optimize its mechanical properties, its surface quality and its dimensional accuracy.
  • degrees of deformation degree of skinning
  • melts A - J were melted, the compositions of which are given in Table 1.
  • the melts A - J were cast in a conventional continuous casting plant to form slabs, which were then hot-rolled to form hot strip, coiled into a coil and cooled to room temperature.
  • the hot strip was then pickled and cold-rolled in a conventional manner with a total cold-rolling degree KG to form a cold-rolled flat steel product in the form of a cold-rolled strip.
  • the cold-rolled flat steel products In order to coat the cold-rolled flat steel products obtained in this way with a Zn-based anti-corrosion coating, the cold-rolled flat steel products have been annealed at the respective annealing temperature GT for a respective annealing time Gt.
  • the cold-rolled flat steel products have been cooled to a final cooling temperature KET.
  • the flat steel product was cooled in one step or in two stages, with the first stage of cooling to an intermediate temperature ZT at a cooling rate AR1 and then the second stage of cooling starting from the intermediate temperature ZT at a cooling rate AR2 to the final cooling temperature KET has been cooled (Table 2).
  • the cooled, cold-rolled flat steel products are then heated or cooled to the bath inlet temperature BT and passed through a molten bath that consists of at least 75% Zn.
  • the thickness of the anti-corrosion coatings applied in this way by hot-dip coating to the cold-rolled flat steel products has been adjusted in a conventional manner by blowing off the excess coating material when the flat steel products emerge from the molten bath.
  • the tensile strength Rm, the yield point Rp0.2 and the elongation A80 as well as the hole expansion HER according to DIN ISO 16630 were determined on the cold-rolled flat steel products obtained in this way according to DIN ISO 6892 (longitudinal direction of tension, specimen shape 2).
  • the structural proportions of ferrite F and martensite M were determined using a light microscope in accordance with DIN 50601: 1985-08.
  • the rest of the structure consisted, if present, of small amounts of bainite and retained austenite, the latter was determined by means of the standard-free quantitative phase analysis according to DIN EN 13925 (2003.07) with the help of a Rietveld refinement.
  • the properties concerned are given in Table 3.
  • the steel strips produced with the alloy concept according to the invention with a tensile strength Rm of at least 750 MPa are characterized in that in the hole expansion test with decreasing cone angle, an above-average increase in the measured hole expansion is achieved when the tests are carried out with cone angles varying in the range from 180° to 50° is carried out in order to selectively influence the deformation distribution in the 0 mm to 5 mm wide area of the punched hole near the edge.
  • the punched hole is produced by mechanical shearing. Identical cutting parameters are set for all samples. The width of the cutting gap is in the range of 9 - 15% of the thickness of the steel flat product examined.
  • Material failure is characterized by a constriction or a crack across the entire sheet thickness in the area of the cut edge. Due to the use of a significantly larger diameter of the punched hole of 20 mm compared to the test according to DIN ISO 16630, the influence of the sheet thickness in the typical sheet thickness range of 1.0 to 2.0 mm is comparatively small. The achieved hole expansion values of the different punches can be better compared through the geometric conversion to the center plane of the sheet. By assuming "uniaxial tension" at the edge and the measured hole expansion, the sheet thickness reduction can be calculated according to the relationships given in Table 4
  • Sheet thickness edge [mm] initial sheet thickness xe (-0.5 * LN((HER/ 100) + 1) ),
  • HER center plane [%] [( ⁇ center plane HER - ⁇ exit) / ⁇ exit] x 100% (see also Fig. 1).
  • the effects that arise in the hole expansion tests carried out in the manner explained above can be verified by means of FE analysis.
  • the determination of the time of failure or the maximum possible expansion is carried out by means of a video analysis.
  • the process is observed centrally from above using a camera.
  • the hole expansion or the achieved diameter of the inner edge surrounding the respective hole can be measured before the point of failure and calculated as a percentage of the hole expansion in relation to the initial diameter.
  • the frame rate of the video film is at least 10 frames per mm of stamp travel at a stamp speed of 1 mm/s.
  • the drawing depth was carried out in the Limiting Dome Height Test (LDH Test).
  • LDH Test Limiting Dome Height Test
  • the flow of material from the flange area is completely prevented during the forming and the material is cut with a 0100 mm half-round punch (Nakazima tool) up to transformed to material failure (see Fig. 1).
  • the hold-down force was set to 400 kN and the drawing speed to 1.0 mm/sec (+/- 0.2).
  • FIG. 3 shows a diagram in which the hole expansion achieved in each case is shown as a function of the opening angle used of the forming die used, based on the center plane, according to the conversion explained above.
  • the sheets examined were each 1.5 mm thick. They consisted on the one hand of a steel composed according to the invention according to melt analysis A in Table 1 (the associated values are shown in Fig.
  • cell 1 data in % by mass, remainder iron and unavoidable impurities; Alloys not according to the invention, i.e. alloy components, are marked by underlining

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Abstract

Die Erfindung stellt ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt zur Verfügung, dessen Stahlsubstrat eine Zugfestigkeit von 750 – 940 MPa, eine hohe Festigkeit, verbesserte Schweißbarkeit und optimierte Umformeigenschaften aufweist und das sich gleichzeitig kostengünstig herstellen lässt. Ein erfindungsgemäßes kaltgewalztes Stahlflachprodukt besteht dazu aus einem Stahl, der, in Masse-%, aus C: 0,040 - 0,100 %, Mn: 2,10 - 2,50 %, Si: 0,10 - 0,40 %, Cr: 0,30 - 0,90 %, Ti: 0,020 - 0,080 %, B: 0,0005 - 0,0020 %, N: 0,003 - 0,010 %, Al: bis zu 0,10 %, Ca: bis zu 0,005 %, P: bis zu 0,025 %, S: bis zu 0,010 %, optional einem oder mehreren folgenden Elemente: Mo: bis zu 0,20 %, Nb: bis zu 0,050 %, Cu: bis zu 0,10 %, V: bis zu 0,020 %, Ni: bis zu 0,10 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei der Gesamtgehalt an Verunreinigungen auf höchstens 0,5 Masse-% beschränkt ist und zu den Verunreinigungen die Gehalte an Phosphor („P") und Schwefel („S") gehören, und ein Dualphasengefüge besitzt, das zu 10 – 40 Vol.-% aus Martensit, 30 - 90 Vol.-% aus Ferrit einschließlich bainitischem Ferrit, nicht mehr als 5 % Restaustenit und als Rest aus herstellungsbedingt unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen besteht.

Description

Stahlflachprodukt, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung eines solchen Stahlflachprodukts
Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt, ein Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendungen eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts.
Als „Stahlflachprodukte“ werden hier Walzprodukte verstanden, deren Länge und Breite jeweils wesentlich größer sind als ihre Dicke. Hierzu zählen insbesondere Stahlbänder, Stahlbleche und daraus gewonnene Zuschnitte, wie Platinen und desgleichen.
Im vorliegenden Text sind, soweit nicht explizit etwas anderes vermerkt ist, Angaben zu Legierungsbestandteilen stets in Masse-% angegeben.
Werden im vorliegenden Text Formeln oder Bedingungen genannt, in denen anhand von Gehalten bestimmter Legierungselemente Werte berechnet oder gebildet werden, so werden die betreffenden Gehalte an Legierungselementen jeweils in Masse-% in diese Formeln oder Bedingungen eingesetzt, sofern nichts anderes angegeben ist.
Gerade im Bereich des Baus von Karosserien für Automobile besteht die Forderung nach hochfesten Stählen, die gleichzeitig eine gute Umformbarkeit besitzen sollen. Insbesondere bei der Herstellung von komplex geformten Bauteilen werden dabei hohe Ansprüche bezüglich des lokalen Formänderungsvermögens und der Kantenrissunempfindlichkeit gestellt, die z.B. durch gute Werte im Lochaufweitungstest quantifiziert werden kann. Aus der EP 2031 081 B1 ist ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt bekannt, das mit einer Korrosionsschutzbeschichtung auf Zink-Basis schmelztauchbeschichtet sein kann und ein Gefüge aufweist, das zu 20 - 70 % aus Martensit, bis zu 8 % aus Restaustenit und als Rest aus Ferrit und / oder Bainit besteht. Das Stahlflachprodukt besitzt eine Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und besteht aus einem Stahl, der aus (in Gew.-%) C: 0,050 - 0,105 %, Si: 0,10 - 0,60 %, Mn: 2,10 - 2,80 %, Cr: 0,20 - 0,80 %, Ti: 0,02 - 0,10 %, B: < 0,0020 %, Mo: < 0,25 %, AI: < 0,10 %, Cu: bis zu 0,20 %, Ni: bis zu 0,10 %, Ca: bis zu 0,005 %, P: bis zu 0,2 %, S: bis zu 0,01 %, N: bis zu 0,012 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen zusammengesetzt ist.
Stahlkonzepte dieser Art zeichnen sich durch ein niedriges Dehngrenzenverhältnis aus, das auf deutliche Festigkeitsunterschiede der Gefügebestandteile zurückzuführen ist.
In der Praxis zeigt sich, dass Stahlflachprodukte der voranstehend erläuterten Art zwar eine besonders hohe Festigkeit aufweisen, jedoch zur Bildung von Kantenrissen neigen, die ihre Verarbeitbarkeit beeinträchtigen. Darüber hinaus wird von derartigen Stahlflachprodukten eine weiter verbesserte Schweißeignung gefordert.
Vor diesem Hintergrund hat sich die Aufgabe ergeben, ein Stahlflachprodukt zu entwickeln, das ein Stahlsubstrat mit einer hohen Festigkeit, verbesserten Schweißbarkeit und optimierten Umformeigenschaften aufweist und das sich kostengünstig hersteilen lässt.
Darüber hinaus sollten ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts und Verwendungen genannt werden, für die sich ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besonders eignet.
Ein zur Lösung dieser Aufgabe vorgeschlagenes Produkt weist mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale auf. Ein Verfahren, das die kostengünstige Herstellung eines erfindungsgemäßen Produkts ermöglicht, ist in Anspruch 9 angegeben. Dabei kann ein solches Produkt in der im Anspruch 8 angegebenen Weise mit einer insbesondere auf Zink ("Zn") basierenden Korrosionsschutzbeschichtung versehen werden.
Es versteht sich dabei von selbst, dass ein Fachmann bei der Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens und seiner hier erläuterten Varianten und Ausbaumöglichkeiten die hier nicht explizit erwähnten Arbeitsschritte ergänzt, von denen er aufgrund seiner praktischen Erfahrung weiß, dass sie bei der Durchführung solcher Verfahren regelmäßig angewendet werden.
Das Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist demnach aus einem Stahl erzeugt, der, in Masse-%, aus C: 0,040 - 0,100 %, Mn: 2,10 - 2,50 %, Si: 0,10 - 0,40 %, Cr: 0,30 - 0,90 %, Ti: 0,020 - 0,080 %, B: 0,0005 - 0,0020 %, N: 0,003 - 0,010 %, AI: bis zu 0,10 %, Ca: bis zu 0,005 %, P: bis zu 0,025 %, S: bis zu 0,010 %, Mo: bis zu 0,20 %, Nb: bis zu 0,050 %, Cu: bis zu 0,10 %, V: bis zu 0,020 %, Ni: bis zu 0,10 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
Dabei besitzt das Stahlsubstrat eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ein Dualphasengefüge, das zu 10 - 40 Vol.-% aus Martensit, zu 30 - 90 Vol.-% aus Ferrit einschließlich bainitischem Ferrit, nicht mehr als 5 % Restaustenit und als Rest aus herstellungsbedingt unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen besteht, wobei solche sonstigen Gefügebestandteile nur vorhanden sind, wenn die Summe der Gehalte an den anderen Bestandteilen des Gefüges kleiner 100 % ist.
Die Gehalte an den einzelnen erfindungsgemäß vorgesehenen Legierungsbestandteilen sind wie folgt bestimmt worden, wobei sich die nachfolgenden Erläuterungen jeweils auch dann auf die Zusammensetzung des Stahlsubstrats eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beziehen, wenn nur von einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt die Rede ist: Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt enthält 0,040 - 0,100 Masse-% Kohlenstoff ("C"). Bei C-Gehalten unter 0,040 Masse-% würde die Festigkeit zu stark abnehmen. Der erfindungsgemäß vorgesehene maximale Kohlenstoffgehalt von 0,100 Gew.-% wurde in Hinblick auf gute Schweißbarkeit des Stahls gewählt. Außerdem würden Kohlenstoffgehalte über 0,100 Gew.-% zur Bildung einer härteren kohlenstoffreichen Martensitphase führen, wodurch der Härteunterschied zwischen Martensit und Ferrit wesentlich erhöht würde. Dies würde sich negativ auf das Lochaufweitungsverhalten und die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken. Die positiven Wirkungen der Anwesenheit von C im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lassen sich besonders gut dann nutzen, wenn der C-Gehalt mindestens 0,05 Masse-% und höchstens 0,08 Masse-% beträgt.
Silizium ("Si") ist im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Gehalten von 0,10 - 0,40 Masse-% enthalten, um die Festigkeit durch den Härtungseffekt, den Si auf Ferrit hat, zu steigern. Die obere Grenze des Si-Gehalts beträgt 0,40 Masse-%, um Korngrenzenoxidation zu vermeiden, durch welche die Beschichtbarkeit und die Oberflächeneigenschaften des Stahls negativ beeinflusst werden könnten.
Mangan ("Mn") in Gehalten von 2,10 - 2,50 Masse-% verhindert zielsicher, dass sich im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt während der Abkühlung in der Glühlinie Perlit bildet. Gleichzeitig fördert Mn in den erfindungsgemäß bestimmten Gehalten die Bildung von Martensit im Gefüge und trägt so wesentlich zur Erhöhung der Festigkeit bei. Unter anderem durch die erfindungsgemäß vorgesehenen Mn-Gehalte wird so der Festigkeitsverlust ausgeglichen, der andernfalls in Folge des erfindungsgemäß auf vergleichsweise niedrige Werte eingestellten C-Gehalts zu erwarten wäre. Bevorzugt beträgt der Mn-Gehalt mindestens 2,20 Masse-% und höchstens 2,40 Masse-%. Aluminium ("AI") in Gehalten von bis zu 0,10 Masse-% wird bei der Stahlerzeugung zur Desoxidation benötigt.
Kalzium ("Ca") kann in Gehalten von bis zu 0,005 Masse-% dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ebenfalls zugegeben werden, um den Stahl bei der Stahlerzeugung zu desoxidieren. Betriebssicher kann dieser Effekt durch Zugabe von mindestens 0,0005 Masse-% Ca erzielt werden.
Chrom ("Cr") dient im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ebenfalls zur Steigerung der Festigkeit. Hierzu ist ein Cr-Gehalt von mindestens 0,30 Masse-%, insbesondere mindestens 0,40 Masse-%, erforderlich. Um die Gefahr einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation zu vermindern, ist die obere Grenze des erfindungsgemäß für den Cr-Gehalt vorgegebenen Bereichs auf höchstens 0,90 Masse-%, insbesondere höchstens 0,80 Masse-%, beschränkt. Bei Chromgehalten von mehr als 0,80 Masse-% ist das Verfahren zur Herstellung des erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflach produkts derart durchzuführen, dass eine Glühtemperatur GT von mindestens 840°C eingestellt wird, um betriebssicher das gewünschte Dualphasengefüge sowie die gewünschten mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu erhalten.
Titan ("Ti") ist im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,020 - 0,080 Masse-% vorgesehen, um ebenfalls die Festigkeit durch Bildung von feinen Ti-Ausscheidungen, wie TiC- oderTi(C,N)- Ausscheidungen, zu verbessern und um ein feinkörniges Gefüge zu erhalten. Um diesen Effekt besonders sicher zu erzielen, können Ti-Gehalte von mindestens 0,030 Masse-% vorgesehen sein. Die durch den erfindungsgemäß vorgesehenen Ti-Gehalt ermöglichte Ausscheidungsmenge trägt unter anderem zu der optimalen Kombination von mechanischen Eigenschaften bei, die einen erfindungsgemäßen Stahl auszeichnet. Besonders effektiv lässt sich der positive Einfluss der Anwesenheit von Ti im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei Ti-Gehalten von bis zu 0,07 Masse-% nutzen. Die Wirkung von Ti im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts lässt sich zudem dadurch unterstützen, dass Ti in einer Menge zulegiert wird, die maximal dem 11 -fachen des jeweiligen N- und B-Gehaltes des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts entspricht. Bei dieser Ausgestaltung gilt also für den Ti-Gehalt %Ti:
%Ti ≤ 11 x (%N + %B) mit %N = jeweiliger N-Gehalt und %B = jeweiliger B-Gehalt. Bei einer derartigen Beschränkung des Ti-Gehalts wird eine optimale Menge an Ti-Ausscheidungen erhalten und gleichzeitig die Bildung von Bornitriden verhindert, die sich negativ auf die Umformbarkeit auswirken würden.
Bor ("B") ist im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,0005 - 0,0020 Masse-% vorhanden, um einerseits die Festigkeit zu erhöhen, andererseits aber auch die Verformbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts nicht herabzusetzen.
Stickstoff ("N") Gehalt ist im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bis zu 0,010 Masse-% begrenzt, damit Ti als Legierungselement im Gefüge wirkt und nicht vollständig mit N abgebunden wird. Gehalte von mindestens 0,003 Masse-% N sind dabei vorgesehen, um eine ausreichende Menge von Ti(C,N)-Ausscheidungen im Gefüge zu gewährleisten.
Im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts sind Verunreinigungen zugelassen, die bei einer praxisgerechten, wirtschaftlichen Erzeugung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts technisch unvermeidbar sind, jedoch so geringgehalten sind, dass sie keine negativen Einflüsse auf die angestrebten Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts haben.
Zu den Verunreinigungen gehören Gehalte an Phosphor ("P") und Schwefel ("S"). Der Gehalt an P ist auf bis zu 0,025 Masse-%, insbesondere weniger als 0,015 Masse-%, beschränkt, um eine Verschlechterung der Schweißbarkeit zu vermeiden. Der S-Gehalt ist auf höchstens 0,010 Masse-% begrenzt, um die Bildung von MnS bzw. (Mn, Fe)S zu vermeiden, die sich negativ auf die Dehnbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls auswirken würden.
Der Gesamtgehalt an Verunreinigungen ist beim Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,5 Masse-% beschränkt, wobei eine Beeinträchtigung der Eigenschaften des Stahlflachprodukts bei einer Summe an Verunreinigungen von höchstens 0,3 Masse-% besonders sicher vermieden wird.
Bis zu 0,20 Masse-% Molybdän ("Mo”), bis zu 0,050 Masse-% Niob ("Nb"), bis zu 0,10 Masse-% Kupfer ("Cu"), bis zu 0,020 Masse-% Vanadium ("V") und bis zu 0,10 Masse-% Nickel ("Ni") können dem erfindungsgemäßen Stahl optional zulegiert werden. Die Gehalte dieser Elemente sind so beschränkt, dass sie nur einen untergeordneten Einfluss auf die Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts haben. Sie können daher im technischen Sinne auch „0 %“ betragen, d.h. so gering sein, dass sie als Verunreinigungen gelten und im erfindungsgemäßen Stahlflach produkt keine Wirkung entfalten.
Durch die voranstehend erläuterte, erfindungsgemäße Einstellung der Zusammensetzung des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gelingt es, ein aus einem Dualphasenstahl bestehendes Stahlflachprodukt bereitzustellen, das eine Zugfestigkeit Rm von 750 - 940 MPa, eine Streckgrenze von 440 - 650 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mehr als 13 % aufweist und sich durch besonders gute Umformeigenschaften bei minimierter Kantenrissneigung und eine ebenso gute Schweißbarkeit auszeichnet. Die Zugfestigkeit Rm, die Streckgrenze Rp0,2 und die Bruchdehnung A80 werden dabei jeweils gemäß DIN ISO 6892 (Zugrichtung längs, Probenform 2) bestimmt. Ein wesentlicher Unterschied zwischen der Erfindung und beispielsweise dem eingangs gewürdigten, aus der EP 2031 081 B1 bekannten Stand der Technik, besteht dabei in der Verteilung der Härtewerte in den martensitischen und ferritischen Phasen sowie in dem Ausscheidungszustand eines des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, der sich durch eine große Menge feiner Ausscheidungen auszeichnet. Dieser Gefügezustand wird in erster Linie durch einen erfindungsgemäß begrenzten Kohlenstoffgehalt und eine bestimmte Zugabe von Ti- und B-Mengen, erreicht werden können. Auf diese Weise wird ein überdurchschnittlich robustes Verhalten bei ansteigendem Formänderungsgradienten in der Lochaufweitungsprüfung erreicht.
Die Martensit- und Ferritanteile einschließlich bainitischem Ferrit im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts werden mittels Bildanalyse quantifiziert.
Dabei ist in Folge der erfindungsgemäßen Legierungsauswahl der Martensitanteil im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflach produkts auf höchstens 40 Vol.-% beschränkt, wobei mindestens 10 Vol.-% Martensit vorhanden sind, um die geforderte Festigkeit zu sichern.
Der Rest des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird, neben Anteilen an nicht mehr als 5 Vol.-% Restaustenit, hauptsächlich durch Ferrit einschließlich bainitischem Ferrit eingenommen, welcher nicht mehr als 90 Vol.-% und mindestens 30 Vol.-% betragen darf.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeigt besonders gute Umformeigenschaften, die sich in hohen Werten für die Lochaufweitung HER von mehr als 20 % (ermittelt gemäß DIN ISO 16630) und in einer maximale Ziehtiefe von mehr als 33 mm (ermittelt im Limiting-Dome-Height (LDH) Test mit einem 100 mm Halbrundstempel) äußern. Diese werden durch eine frühzeitige lokale Verfestigung erreicht, die höher ist als bei vergleichbaren Güten dieser Festigkeitsklasse und sich in einem Verfestigungsexponenten n, gemessen im Dehnungsintervall zwischen 0,2 % und 2,2 % gemäß DIN EN ISO 10275:2014, von mindestens 0,22 % äußern.
Aufgrund ihrer besonderen Eigenschaften eignen sich erfindungsgemäße Stahlflachprodukte insbesondere zur Herstellung von axial beanspruchten Bauteilen, wie Längs- und Querträger, oder zur Herstellung von biegebeanspruchten Bauteilen, wie B-Säule, B-Säulenverstärkung oder Schweller von Automobilkarosserien.
Gemäß der Erfindung lassen sich erfindungsgemäß beschaffene kaltgewalzte Stahlflachprodukte hersteilen, indem mindestens folgende Arbeitsschritte absolviert werden: a) Erschmelzen einer Stahlschmelze die aus, in Masse-%, C: 0,040 - 0,100 %, Mn: 2,10 - 2,50 %, Si: 0,10 - 0,40 %, AI: bis zu 0,10 %, Cr: 0,30 - 0,90 %, Ti: 0,020 - 0,080 %, B: 0,0005 - 0,0020 %, Ca: bis zu 0,005 %, P: bis zu 0,025 %, S: bis zu 0,010 %, N: 0,003 - 0,010 %, sowie optional bis zu 0,20 % Mo, bis zu 0,050 % Nb, bis zu 0,10 % Cu, bis zu 0,020 % V und bis zu 0,10 % Ni und als Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, wie Bramme oder Dünnbramme; c) Warmwalzen des Vorproduktes mit einer Warmwalzendtemperatur von 850 - 980 °C zu einem Warmband; d) Haspeln des Warmbandes bei einer Haspeltemperatur von 480 - 650 °C; e) Beizen des Warmbandes; f) Kaltwalzen des Warmbandes zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt mit einem Gesamtkaltwalzgrad von 25 - 70 %; g) Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts in einem Durchlaufofen bei einer Glühtemperatur GT von 780 - 920 °C; h) Abkühlen des auf die Glühtemperatur GT erwärmten kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Kühlendtemperatur KET 380 - 500 °C, wobei das Abkühlen des auf die Glühtemperatur GT erwärmten kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Kühlendtemperatur KET in zwei Stufen erfolgt, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in der ersten Stufe seiner Abkühlung von der jeweiligen Glühtemperatur GT auf eine im Bereich 750 - 620 °C liegende Zwischentemperatur ZT mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR1 , die größer als 1 ,5 K/s ist, und in der zweiten Stufe von der Zwischentemperatur ZT auf die jeweilige Kühlendtemperatur KET mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR2 abgekühlt wird, für die gilt: AR2 > 4 x AR1 oder wobei das Abkühlen des auf die Glühtemperatur GT erwärmten kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Kühlendtemperatur KET in zwei Stufen erfolgt, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in der ersten Stufe seiner Abkühlung von der jeweiligen Glühtemperatur GT auf eine im Bereich 700 - 450 °C liegende Zwischentemperatur ZT mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR1 , die größer als 5 K/s ist, und in der zweiten Stufe von der Zwischentemperatur ZT auf die jeweilige Kühlendtemperatur KET mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR2 abgekühlt wird, für die gilt: AR2 < (AR1 )/3; i) optional: Abkühlen bzw. Erwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von der Kühlendtemperatur KET auf eine Badeintrittstemperatur BT von 450 - 490 °C und Durchleiten durch ein aus Zink oder einer Zinklegierung bestehenden Schmelzbads, mit einem Zn-Gehalt von mindestens 75 Gew.-%; j) Abkühlen des austretenden kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur bzw. Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflach produkts von Kühlendtemperatur KET auf Raumtemperatur; k) optional: Dressierwalzen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einem Dressiergrad von max. 2 %, bevorzugt 0,2 - 0,7 %.
Die Erschmelzung einer erfindungsgemäß legierten Schmelze kann genauso in konventioneller Weise erfolgen, wie das Vergießen der Schmelze zu dem Vorprodukt, bei dem es sich typischerweise um eine Bramme oder Dünnbramme handelt (Arbeitsschritte a) und b)). Dabei weisen Brammen typischerweise Dicken von 180 mm bis 260 mm auf, während die Dicken von Dünnbrammen typischerweise bei 40 mm bis 60 mm liegen.
Das Warmwalzen des Vorprodukts kann ebenfalls in konventioneller Weise auf hierzu aus dem Stand der Technik bekannten Aggregaten erfolgen. Die Warmwalzendtemperatur ist auf 850 - 980 °C festgelegt, vorzugsweise auf 880 - 950 °C.
Nach dem Warmwalzen wird das erhaltene Warmband auf eine Haspeltemperatur abgekühlt, die 480 - 650 °C beträgt, und bei dieser Temperatur zu einem Coil gewickelt. Ein besonders betriebssicherzu führender Bereich der Haspeltemperaturen ist dabei auf mindestens 500 °C und höchstens 600 °C beschränkt. Bei Haspeltemperaturen oberhalb von 600 °C steigt die Gefahr von Korngrenzoxidation, welche die Oberflächenqualität des Stahlflachprodukts verschlechtern würde. Bei Haspeltemperaturen unterhalb von 500 °C nimmt die Festigkeit des Warmbandes stark zu, was die Schwierigkeiten bei der nachfolgenden Verformung verursacht. Das jeweils gehaspelte warmgewalzte Stahlflachprodukt kühlt im Coil auf Raumtemperatur ab. Anschließend kann das Stahlflachprodukt optional entzundert werden. Hierzu kann es beispielsweise eine Beizeinrichtung durchlaufen, in der auf dem Stahlflachprodukt haftender Zunder entfernt wird.
Das optional entzunderte Warmband wird dann zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt, wobei der im Zuge des Kaltwalzens insgesamt erzielte Gesamtkaltwalzgrad KG = ([Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen - Dicke des Stahlflachprodukts nach dem Kaltwalzen] / Dicke des Stahlflachprodukts vor dem Kaltwalzen] x 100%) 25 - 70 % beträgt.
Soll ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt mit einer
Korrosionsschutzschicht auf Zink-Basis durch Schmelztauchbeschichten belegt werden, so kann hierzu das kaltgewalzte Stahlflachprodukt entsprechend den Arbeitsschritten a) - f) erzeugt werden und anschließend folgende Arbeitsschritte in einem kontinuierlichen Durchlauf absolvieren: g) Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts in einem Durchlaufofen bei einer Glühtemperatur GT von 780 - 920 °C, um ein ausreichendes Maß an Rekristallisation nach dem Kaltumformen zu erreichen. Dabei ergeben sich optimale Ergebnisse der Glühung, wenn die Glühtemperatur auf 810 - 890 °C eingestellt wird. Die typische Glühdauer Gt, über die das Stahlflachprodukt im Glühofen jeweils auf der Glühtemperatur GT gehalten wird, beträgt dabei zwischen 10 und 1000 s. h) Abkühlen des kaltgewalzten, auf die Glühtemperatur GT erwärmten Stahlflachprodukts auf eine Kühlendtemperatur KET von 380 - 500 °C.
Diese Abkühlung wird in zwei Stufen durchgeführt:
Gemäß einer ersten Verfahrensvariante wird dabei das kaltgewalzte Stahlflach produkt in der ersten Stufe seiner Abkühlung von der jeweiligen Glühtemperatur GT auf eine im Bereich 750 -620 °C liegende Zwischentemperatur ZT mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR1 , die größer als 1,5 K/s beträgt, und in der zweiten Stufe von der Zwischentemperatur ZT auf die Kühlendtemperatur KET mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR2 abgekühlt wird, für die gilt: AR2 > 4 x AR1.
Gemäß einer zweiten Verfahrensvariante wird dagegen das kaltgewalzte Stahlflach produkt in der ersten Stufe seiner Abkühlung von der jeweiligen Glühtemperatur GT auf eine im Bereich 700 - 450 °C liegende Zwischentemperatur ZT mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR1 , die größer als 5 K/s ist, und in der zweiten Stufe von der Zwischentemperatur ZT auf die jeweilige Kühlendtemperatur KET mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR2 abgekühlt, für die gilt: AR2 < (AR1 )/3.
Durch die Wahl der jeweiligen Abkühlgeschwindigkeiten in der ersten und zweiten Stufe wird die angestrebte Gefügeausbildung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts erreicht. i) Abkühlen bzw. Erwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von der Kühlendtemperatur KET auf eine Badeintrittstemperatur BT von 450 - 490 °C und Durchleiten des kaltgewalzten Stahlflachprodukts durch ein aus Zink oder einer Zinklegierung bestehendes Schmelzbads, wobei die Dicke der auf dem Stahlflach produkt gebildeten Schicht beim Austritt aus dem Schmelzbad eingestellt wird. Die Zusammensetzung des Schmelzbades kann in konventioneller Weise gewählt werden, wobei das Schmelzbad eine reine Zinkschmelze sein kann oder aus mindestens 75 Gew.-% Zn besteht. j) Abkühlen des aus dem Schmelzbad austretenden kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur.
Soll ein erfindungsgemäßes kaltgewalztes Stahlflachprodukt unbeschichtet bleiben oder elektrolytisch beschichtet werden, so erfolgt eine Glühbehandlung in einem Durchlaufofen bei einer Glühtemperatur im Bereich von 780 - 920 °C mit einer Glühdauer Gt zwischen 10 - 1000 s. Anschließend wird erwärmtes kaltgewalztes Stahlflachprodukt auf eine im Bereich 380 - 500 °C liegende Kühlendtemperatur KET abgekühlt in der Weise, dass das Abkühlen des auf die Glühtemperatur GT erwärmten kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Kühlendtemperatur KET in zwei Stufen erfolgt, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in der ersten Stufe seiner Abkühlung von der jeweiligen Glühtemperatur GT auf eine im Bereich 700 - 450 °C liegende Zwischentemperatur ZT mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR1 , die größer als 5 K/s ist, und in der zweiten Stufe von der Zwischentemperatur ZT auf die jeweilige Kühlendtemperatur KET mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR2 abgekühlt wird, für die gilt: AR2 < (AR1 )/3. Anschließend erfolgt eine Abkühlung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur.
Optional kann das erhaltene, mit der Korrosionsschutzbeschichtung versehene oder unbeschichtete kaltgewalzte Stahlflachprodukt noch einem Dressierwalzen unterzogen werden, um seine mechanischen Eigenschaften, seine Oberflächenbeschaffenheit und seine Maßhaltigkeit zu optimieren. Hierzu haben sich Umformgrade ("Dressiergrade") von max. 2 %, insbesondere 0,2 - 0,7 %, bewährt.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Zur Erprobung der Erfindung sind zehn Schmelzen A - J erschmolzen worden, deren Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind. Die Schmelzen A - J sind in einer konventionellen Stranggießanlage zu Brammen vergossen worden, die anschließend zu Warmbändern warmgewalzt, zu jeweils einem Coil gehaspelt und auf Raumtemperatur abgekühlt worden sind. Anschließend sind die Warmbänder gebeizt und mit einem Gesamtkaltwalzgrad KG in konventioneller Weise zu einem als Kaltband vorliegenden kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt worden. Um die so erhaltenen kaltgewalzten Stahlflach produkte mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Zn-Basis zu beschichten, sind die kaltgewalzten Stahlflachprodukte bei jeweiligen Glühtemperatur GT über eine jeweilige Glühdauer Gt geglüht worden. Ausgehend von der Glühtemperatur GT sind die kaltgewalzten Stahlflachprodukte auf eine Kühlendtemperatur KET abgekühlt worden. Dazu erfolgte die Abkühlung des Stahlflachprodukts in einem Schritt, oder in zwei Stufen, wobei in der ersten Stufe der Abkühlung auf eine Zwischentemperatur ZT mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR1 und dann in der zweiten Stufe der Abkühlung ausgehend von der Zwischentemperatur ZT mit einer Abkühlrate AR2 auf die Kühlendtemperatur KET abgekühlt worden ist (Tabelle 2).
Die abgekühlten kaltgewalzten Stahlflachprodukte sind anschließend auf die Badeintrittstemperatur BT erwärmt bzw. abgekühlt und durch ein Schmelzbad geleitet worden, das aus mindestens 75 % Zn besteht. Die Dicke der auf diese Weise durch Schmelztauchbeschichten auf den kaltgewalzten Stahlflachprodukten aufgebrachten Korrosionsschutzüberzüge ist in konventioneller Weise durch Abblasen des überschüssigen Überzugsmaterials beim Austritt der Stahlflachprodukte aus dem Schmelzbad eingestellt worden.
Nach einer konventionellen Abkühlung mittels Wasser oder Luft auf Raumtemperatur sind die kaltgewalzten, mit der Korrosionsschutzbeschichtung versehenen Stahlflachprodukte einem Dressierwalzen unterzogen worden, bei dem sie mit Dressiergraden von 0,2 - 0,7 % (Dressiergrad = [(Dicke der Stahlflachprodukte vor dem Dressierwalzen - Dicke der Stahlflachprodukte nach dem Dressierwalzen) / Dicke der Stahlflachprodukte vor dem Dressierwalzen] x 100 %) dressiergewalzt worden.
An den so erhaltenen kaltgewalzten Stahlflachprodukten sind gemäß DIN ISO 6892 (Zugrichtung längs, Probenform 2) die Zugfestigkeit Rm, die Dehngrenze Rp0,2 und die Dehnung A80 sowie die Lochaufweitung HER gemäß DIN ISO 16630 bestimmt worden. Die Gefügeanteile an Ferrit F und Martensit M wurden lichtmikroskopisch nach DIN 50601: 1985-08 ermittelt. Das restliche Gefüge bestand, falls vorhanden, aus geringen Anteilen an Bainit und Restaustenit, letzterer wurde mittels der standardlosen quantitativen Phasenanalyse nach DIN EN 13925 (2003.07) mit Hilfe einer Rietveldverfeinerung ermittelt. Die betreffenden Eigenschaften sind in Tabelle 3 angegeben.
Um die besondere Wirkung der Erfindung in Bezug auf die Verformbarkeit und das Lochaufweitungsverhalten nachzuweisen, sind über die gemäß DIN ISO 16630 erfolgte Prüfung der Lochaufweitung HER hinaus folgende Untersuchungen durchgeführt worden:
Die mit dem erfindungsgemäßen Legierungskonzept erzeugten Stahlbänder mit einer Zugfestigkeit Rm von mindestens 750 MPa zeichnen sich dadurch aus, dass bei der Lochaufweitungsprüfung mit abnehmendem Kegelwinkel eine überdurchschnittliche Zunahme der gemessenen Lochaufweitung erreicht wird, wenn die Prüfungen mit im Bereich von 180° bis 50° variierten Kegelwinkeln durchgeführt wird, um die Formänderungsverteilung im kantennahen, 0 mm bis 5 mm breiten Bereich des Stanzlochs gezielt zu beeinflussen.
Das Stanzloch wird bei diesen Prüfungen durch ein mechanisches Scherschneiden erzeugt. Es werden für alle Proben identische Schneidparameter eingestellt. Die Breite des Schneidspalts liegt im Bereich von 9 - 15 % der Dicke des untersuchten Stahlflachprodukts. Durch die Verwendung von identisch gestanzten Stanzlöchern ist ein Einfluss durch den Schneidprozess ausgeschlossen und es werden identische Bedingungen für alle Stempelgeometrien erreicht.
Das Materialversagen ist durch eine Einschnürung oder einen Riss über die gesamte Blechdicke im Bereich der Schnittkante gekennzeichnet. Aufgrund der Verwendung eines gegenüber dem Versuch nach DIN ISO 16630 deutlich größeren Durchmessers des Stanzloches von hier 20 mm ist der Einfluss der Blechdicke im typischen Blechdickenbereich von 1,0 bis 2,0 mm vergleichsweise gering. Die erreichten Lochaufweitungswerte der unterschiedlichen Stempel werden durch die geometrische Umrechnung auf die Mittelebene des Bleches besser vergleichbar. Über die Annahme „einachsiger Zug“ an der Kante und die gemessene Lochaufweitung lässt sich die Blechdickenreduzierung gemäß den in Tabelle 4 angegebenen Beziehungen
Blechdicke Kante [mm] = Ausgangsblechdicke x e(-0,5 * LN((HER/ 100) + 1)),
0Ø Mittelebene [mm] = Ø Stempelseite bei Versagen +
2 x COS(Kegelwinkel/ 2) x Blechdicke Kante / 2,
HER Mittelebene [%] = [( Ø Mittelebene HER - Ø Ausgang) / Ø Ausgang] x 100 % darstellen (siehe hierzu auch Fig. 1).
Die Effekte, die sich bei den in der voranstehend erläuterten Weise durchgeführten Lochaufweitungsversuchen einstellen, können mittels FE-Analyse nachgewiesen werden. Die Festlegung des Versagenszeitpunkts bzw. der maximalmöglichen Aufweitung erfolgt durch eine Videoanalyse. Der Prozess wird hierzu mittels Kamera zentrisch von oben beobachtet. Durch die Verwendung eines telezentrischen Objektivs lässt sich die Lochaufweitung bzw. der erreichte Durchmesser der das jeweilige Loch umgrenzenden Innenkante vor dem Versagenszeitpunkt vermessen und in Bezug zum Ausgangsdurchmesser als prozentuale Lochaufweitung berechnen. Die Bildfrequenz des Videofilms beträgt hierzu mindestens 10 Bilder je mm Stempelweg bei einer Stempelgeschwindigkeit von 1 mm/s.
Zusätzlich wurde, zur Bewertung des globalen Umformvermögens im Bereich des Streckziehens, die Ziehtiefe im Limiting-Dome-Height-Test (LDH-Test) durchgeführt. Bei diesem Test wird, wie in Fig. 2 schematisch dargestellt, während der Umformung der Materialfluss aus dem Flanschbereich vollständig unterbunden und das Material mit einem 0100 mm Halbrundstempel (Nakazima-Werkzeug) bis zum Materialversagen umgeformt (s. Fig. 1). Die Niederhaltekraft ist dabei auf 400 kN und die Ziehgeschwindigkeit auf 1,0 mm/sec (+/- 0,2) eingestellt worden.
Fig. 3 zeigt ein Diagramm, in dem die jeweils erreichte Lochaufweitung in Abhängigkeit vom eingesetzten Öffnungswinkel des verwendeten Umformstempels bezogen auf die Mittelebene gemäß der oben erläuterten Umrechnung dargestellt ist. Die untersuchten Bleche waren jeweils 1,5 mm dick. Sie bestanden zum einen aus einem erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahl gemäß der Schmelzanalyse A in Tabelle 1 (die zugehörigen Werte sind in Fig. 2 durch Kreise wiedergegeben, die durch eine punktierte Linie miteinander verbunden sind) und zum anderen aus einem konventionellen, unter der Bezeichnung „DP800-DH“ erhältlichen Stahl, der aus, in Masse-%, 0,157 % C, 1,98 % Mn, 0,114 % Si, 0,324 % AI, 0,106 % Cr, 0,004 % Ti, 0,0002 % B, 0,012 % P, 0,001 % S, 0,0038 % N, 0,02 % Mo, 0,022 % Nb, 0,01 % Cu, 0,001 % V, 0,02 % Ni und als Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen bestand. Ersichtlich waren die bei den aus erfindungsgemäßem Werkstoff bestehenden Blechproben erzielten Lochaufweitungen deutlich besser als bei den aus dem konventionellen Stahl bestehenden Blechproben.
elle 1: Angaben in Masse-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen; nicht erfindungsgemäße Legierungen ie Legierungsanteile sind durch Unterstreichung gekennzeichnet
* ohne Beschichtung
Tabelle 2
N
Tabelle 3

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Zugfestigkeit von 750 - 940 MPa, dessen Stahlsubstrat
- aus einem Stahl besteht, der, in Masse-%, aus C: 0,040 - 0,100 %,
Mn: 2,10 - 2,50 %,
Si: 0,10 - 0,40 %,
Cr: 0,30 - 0,90 %,
Ti: 0,020 - 0,080 %,
B: 0,0005 - 0,0020 %,
N: 0,003 - 0,010 %,
AI: bis zu 0,10 %,
Ca: bis zu 0,005 %,
P: bis zu 0,025 %,
S: bis zu 0,010 %, optional einem oder mehreren folgenden Elemente:
Mo: bis zu 0,20 %,
Nb: bis zu 0,050 %,
Cu: bis zu 0,10 %,
V: bis zu 0,020 %,
Ni: bis zu 0,10 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei der Gesamtgehalt an Verunreinigungen auf höchstens 0,5 Masse- % beschränkt ist und zu den Verunreinigungen die Gehalte an Phosphor ("P") und Schwefel ("S") gehören und
- ein Dualphasengefüge besitzt, das zu 10-40 Vol.-% aus Martensit, 30 - 90 Vol.-% aus Ferrit einschließlich bainitischem Ferrit, nicht mehr als 5 % Restaustenit und als Rest aus herstellungsbedingt unvermeidbaren sonstigen Gefügebestandteilen besteht.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein Verfestigungsexponent n, gemessen im Dehnungsintervall zwischen 0,2 - 2,2 %, mindestens 0,22 % beträgt.
3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für den Ti-Gehalt %Ti gilt:
%Ti < 11 x (%N + %B) mit %N = jeweiliger N-Gehalt und %B = jeweiliger B-Gehalt.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass seine Zugfestigkeit Rm 780 - 900 MPa, seine Streckgrenze Rp0,2440 - 650 MPa und seine Bruchdehnung A80 mehr als 13 % beträgt (jeweils bestimmt gemäß DIN ISO 6892 (Zugrichtung längs, Probenform 2)).
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es eine gemäß DIN ISO 16630 bestimmte Lochaufweitung HER von mehr als 20 % aufweist.
6. Stahlflachprodukt nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Lochaufweitung HER mit einem Kegelstempel von 180° mindestens 15 % und mit einem Kegelstempel von 50° mindestens 25 % beträgt.
7. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es eine im LDH-Test ermittelte Ziehtiefe von mehr als 33 mm aufweist.
8. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es mit einer durch Schmelztauchbeschichten oder elektrolytisch aufgetragenen Korrosionsschutzschicht belegt ist.
9. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der voranstehenden
Ansprüche beschaffenen kaltgewalzten Stahlflachprodukts, umfassend folgende Arbeitsschritte: a) Erschmelzen einer Stahlschmelze die aus, in Masse-%, C: 0,040 - 0,100 %, Mn: 2,10-2,50 %, Si: 0,10-0,40 %, Cr: 0,30-0,90 %, Ti: 0,020 - 0,080 %, B: 0,0005 - 0,0020 %, N: 0,003 - 0,010 %, AI: bis zu 0,10 %, Ca: bis zu 0,005 %, P: bis zu 0,025 %, S: bis zu 0,010 %, Mo: bis zu 0,20 %, Nb: bis zu 0,050 %, Cu: bis zu 0,10 %, V: bis zu 0,020 %, Ni: bis zu 0,10 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt, wie Bramme oder Dünnbramme; c) Warmwalzen des Vorproduktes mit einer Warmwalzendtemperatur von 850 - 980 °C zu einem Warmband; d) Haspeln des Warmbandes bei einer Haspeltemperatur von 480 - 650 °C; e) Beizen des Warmbandes; f) Kaltwalzen des Warmbandes zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt mit einem Gesamtkaltwalzgrad von 25 - 70 %; g) Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts in einem Durchlaufofen bei einer Glühtemperatur GT von 780 - 920 °C; h) Abkühlen des auf die Glühtemperatur GT erwärmten kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Kühlendtemperatur KET 380 - 500 °C, wobei das Abkühlen des auf die Glühtemperatur GT erwärmten kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Kühlendtemperatur KET in zwei Stufen erfolgt, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in der ersten Stufe seiner Abkühlung von der jeweiligen Glühtemperatur GT auf eine im Bereich 750 - 620 °C liegende Zwischentemperatur ZT mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR1 , die größer als 1 ,5 K/s ist, und in der zweiten Stufe von der Zwischentemperatur ZT auf die jeweilige Kühlendtemperatur KET mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR2 abgekühlt wird, für die gilt: AR2 > 4 x AR1 oder wobei das Abkühlen des auf die Glühtemperatur GT erwärmten kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Kühlendtemperatur KET in zwei Stufen erfolgt, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in der ersten Stufe seiner Abkühlung von der jeweiligen Glühtemperatur GT auf eine im Bereich 700 - 450 °C liegende Zwischentemperatur ZT mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR1 , die größer als 5 K/s ist, und in der zweiten Stufe von der Zwischentemperatur ZT auf die jeweilige Kühlendtemperatur KET mit einer Abkühlgeschwindigkeit AR2 abgekühlt wird, für die gilt: AR2 < (AR1 )/3; i) optional: Abkühlen bzw. Erwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von der Kühlendtemperatur KET auf eine Badeintrittstemperatur BT von 450 - 490 °C und Durchleiten durch ein aus Zink oder einer Zinklegierung bestehenden Schmelzbads, mit einem Zn-Gehalt von mindestens 75 Gew.-%; j) Abkühlen des austretenden kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur bzw. Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von Kühlendtemperatur KET auf Raumtemperatur; k) optional: Dressierwalzen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einem Dressiergrad von max.2 %, bevorzugt 0,2 - 0,7 %.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur 500 - 600 °C beträgt;
11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Glühtemperatur GT 810 - 890 °C beträgt.
12. Verwendung eines gemäß einem der Ansprüche 1 - 8 beschaffenen kaltgewalzten Stahlflachprodukts zur Herstellung von axial beanspruchten Bauteilen, wie Längs- und Querträger, oder zur Herstellung von biegebeanspruchten Bauteilen, wie B-Säule, B-Säulenverstärkung oder Schweller von Automobilkarosserien.
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