EP4301886A1 - Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

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EP4301886A1
EP4301886A1 EP22711183.8A EP22711183A EP4301886A1 EP 4301886 A1 EP4301886 A1 EP 4301886A1 EP 22711183 A EP22711183 A EP 22711183A EP 4301886 A1 EP4301886 A1 EP 4301886A1
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EP
European Patent Office
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cold
product
rolled
flat steel
hot
Prior art date
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Pending
Application number
EP22711183.8A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Nicholas WINZER
Dorothea Mattissen
Ekaterina Bocharova
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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Pending legal-status Critical Current

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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
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    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
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    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
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Definitions

  • the invention relates to a cold-rolled flat steel product with a ferritic matrix, with a high tensile strength R m , a high elongation at break A50 and a high hole expansion ratio I, and a method for its production.
  • a cost-effective weight reduction measure is the use of high-strength steels. This enables the production of thin-walled components. Such lightweight components typically have higher geometric complexity to compensate for their low rigidity. Therefore, the production of such lightweight components requires the use of complex forming processes and consequently new steels that can withstand them.
  • CMOS complementary metal-oxide-semiconductor
  • CP steels complex-phase steels
  • ferritic steels which are reinforced with very fine precipitates to increase strength.
  • Such a hot strip is, for example, the so-called “nanohite”, see e.g. EP 1 338 665 A1; "Development of high strength hot rolled sheet steel consisting of ferrite and nanometer-sized carbides", ISIJ International 44 (2004), p. 1945-1951, Funakawa et al.; and "Hot rolled high strength steels for Suspension and Chassis parts 'NANOHITEN' and 'BHT Steel'", JFE Technical Report 10 (2007), p. 19-25, Seto et al..
  • the nanohiten consists mainly of a ferritic matrix with very fine precipitations with a size of less than 5 nm. Due to the fineness of the precipitations and the isotropy and homogeneity of the structure, the steel has a very high tensile strength as well as a very high hole expansion ratio.
  • the precipitates have the chemical composition (Ti, Mo)(C, N) and are referred to as titanium carbides or titanium carbonitrides. The fineness of the precipitates is due to the alloying with Mo, which slows down the coarsening of the precipitates at high temperatures. According to various literature sources, e.g.
  • Mo has a similar effect on the coarsening of Nb- or V-based carbides or carbonitrides. It is also described that W has a similar effect on the coarsening of Ti-, Nb- or V-based carbides or carbonitrides.
  • a hot strip material with mechanical properties and a hole expansion ratio comparable to that of the nanohiten is disclosed in WO 2020/048599 A1.
  • This consists mainly of ferrite, reinforced with carbides or carbonitrides of Ti, Nb or V with a size of less than 5 nm.
  • the hot strip described therein differs from nanohites by using Cr instead of Mo in order to slow down the coarsening of the precipitates.
  • Cr instead of Mo
  • the influence of Cr on the coarsening of such precipitates has not been mentioned in the literature so far.
  • the size of the precipitates and consequently the mechanical properties and hole expansion ratio of the material depends on the coiling temperature.
  • the optimal mechanical properties and hole expansion ratios result from a coiling temperature in the range of 560 - 690°C.
  • g is made up in part of the strain energy that occurs due to the mismatch between the carbides and the surrounding ferrite structure. Reducing the strain energy promotes a coherent interface between the carbides and the ferrite structure and prevents coarsening of the carbides. Mo, W and/or Cr atoms are taken into the carbide in the first stage of the precipitation process and replace the Ti, Nb and/or V atoms there. In Jang et al. it has been calculated that the inclusion of the Mo and W atoms leads to the reduction of the strain energy. As a result, g is reduced and hence the coarsening of the carbides is slowed down. Due to the similar influences of Cr and Mo on the coarsening of TiC precipitates, it is assumed that the effect of Cr is based on similar mechanisms.
  • Hot strip such as Nanohiten typically has a lower surface quality and dimensional tolerance compared to cold strip (cold rolled flat steel products). For this reason their use is restricted to components that do not require demanding surface quality and/or dimensional tolerances (e.g. chassis components). Applications with higher demands in terms of surface quality and dimensional tolerances (e.g. body-in-white components) require cold-rolled strip material, possibly with a refined surface (e.g. hot-dip coating). With such components, the need for a high hole expansion ratio is just as high as with hot-rolled strip material.
  • the high-strength cold-rolled strip materials with isotropic or homogeneous microstructures include both complex-phase steels (CP steels) and steels hardened with intermetallic precipitations.
  • CP steels typically consist of phases with a medium hardness such as bainite or tempered martensite and therefore contain a high number of coarse precipitates such as iron carbides. These therefore have lower ductility and a lower hole expansion ratio compared to ferritic steels.
  • Steels hardened with intermetallic precipitates need a higher content of alloying elements to achieve the same level of strength. As a result, these are typically not necessarily economical for automotive applications.
  • the object of the invention is therefore to provide a cold-rolled flat steel product with a ferritic matrix and an optimized combination of high tensile strength R m , high elongation at break A50 and a high hole expansion ratio l, and to specify a corresponding method for its production.
  • this object is achieved by a cold-rolled flat steel product having the features of patent claim 1.
  • a cold-rolled flat steel product is provided with a ferritic matrix which, in addition to Fe and impurities unavoidable in terms of production, in % by weight
  • N up to 0.010%, with at least one or more micro-alloying elements from the group (Ti, Nb, V):
  • Nb at least 0.040%
  • a ferritic matrix is therefore to be understood as meaning a structure which has a proportion of at least 90% ferrite.
  • the proportion of the ferritic structure can in particular be at least 92%, preferably at least 94%, preferably at least 96%, more preferably at least 98%.
  • the main components of the structure can be determined using light optical microscopy (LOM) at a magnification of 200x to 2000x.
  • Fine “carbide” precipitations based on Ti, Nb and/or V are embedded in the ferritic structure.
  • the precipitations have an average precipitation diameter of at most 10 nm, in particular at most 7 nm, preferably at most 5 nm.
  • the martensite and/or bainite phases have a particularly negative effect on the hole expansion ratio, so that in the best case the structure of the cold-rolled flat steel product contains no martensite and/or bainite, but can contain a maximum of up to 1% martensite and/or up to 3% bainite can be. Furthermore, the structure can have production-related unavoidable structural components, up to a maximum of 1%, in particular a maximum of up to 0.5%.
  • the cold-rolled flat steel product according to the invention has a tensile strength of at least 550 MPa, in particular at least 580 MPa, preferably at least 610 MPa, preferably at least 650 MPa, preferably at least 780 MPa, more preferably at least 860 MPa.
  • the elongation at break A50 in the cold-rolled flat steel product according to the invention is at least 9%, in particular at least 11%, preferably at least 12%.
  • the tensile strength and the elongation at break A50 can be determined in the tensile test according to DIN EN ISO 6892-1:2017.
  • the hole expansion ratio l is at least 40%, in particular at least 45%, preferably at least 50%, preferably at least 55%, more preferably at least 60%, the hole expansion ratio l being determinable according to DIN EN ISO 16630:2017. It has been found here that the cold-rolled flat steel product according to the invention has a particularly favorable ratio of hole expansion ratio to tensile strength. Thus, in a cold-rolled flat steel product according to the invention, high hole expansion ratios are achieved even with high tensile strengths, which are expressed in high values for the product of tensile strength R m and hole expansion ratio l. Values of at least 30,000 MPa*%, in particular at least 40,000 MPa*%, preferably at least 45,000 MPa*%, preferably at least 50,000 MPa*% are therefore achieved.
  • the achieved mechanical properties and hole expansion ratios are achieved accordingly when existing alloying elements Ti, Nb and/or V and existing alloying elements Cr, Mo and/or W are bound in "carbide” precipitates.
  • Precipitations mean “carbides” with a NaCl (Bl) crystal structure, which consist predominantly of at least one of the alloying elements from the group Ti, Nb and V, and at least one of the alloying elements from the group Mo, W and Cr as well as C.
  • the precipitates may contain a small amount of N.
  • the sum of the contents of Ti, Nb and V (each in atom %) based on the chemical analysis of the precipitates is therefore at least 20 atom %.
  • the levels of Ti, Nb and/or V in the precipitates are too low, they are not “carbides” but other precipitates that coarsen at high temperatures and are therefore not conducive to high tensile strength and hole expansion ratio suitable.
  • the fineness of the precipitates results from a high content of the alloying elements Mo, W and/or Cr in the precipitates.
  • the sum of the Cr, Mo and W contents (each in atom %) based on the chemical analysis in the precipitates is at least 2.5 atom %, in particular at least 5 atom %, preferably at least 10 atom %. %.
  • Adequate total content of the alloying elements Mo, W and/or Cr in the precipitates is required to slow coarsening of the precipitates at high temperatures and hence achieve high tensile strength and hole expansion ratio. If the total content of Mo, W and/or Cr in the precipitates is too low, the precipitates coarsen at high temperatures. A coarsening of the precipitates has a negative effect on the tensile strength and the hole expansion ratio.
  • K A t 100 * (K G / m K ) / Sum of (i G / m,) where K A T and K G are the concentration of element K in atomic % and wt %; m K is the atomic mass of the element K; and i G is the content (in % by weight) and mj is the atomic mass of component i in the mixture of components.
  • the size of the precipitate can be linked to the homogeneity of the distribution of Cr, Mo and/or W.
  • a homogeneous Cr distribution in the precipitation can be determined in precipitations of up to 5 nm with the aid of high-resolution transmission electron microscopy.
  • the Cr contents at the edge of the precipitations are significantly higher than in the core of the precipitations.
  • the “core” is defined as that area of the excretions which makes up approx. 50% of the area of the excretion in microscopy and is closest to the centroid of the area.
  • the remaining area of the elimination is defined as the “edge”.
  • the Cr content is significantly higher at the rim than in the core, with no effect on carbide coarsening.
  • the mean precipitation diameter can also be determined using TEM.
  • the method according to the invention for producing a cold-rolled flat steel product with a ferritic matrix comprises the steps: a) Melting a steel consisting of Fe and unavoidable impurities (in % by weight) from
  • N up to 0.010%, with at least one or more micro-alloying elements from the group (Ti, Nb, V): Ti: at least 0.040%,
  • Nb at least 0.040%
  • H up to 0.0010%
  • the molten steel with an alloy composition within the ranges given above is cast into an intermediate product. After it has been melted, the steel is cast into a preliminary product which, in the classic production method, can be a slab of the usual dimensions. However, the steel can also be produced as a preliminary product of a thin slab by direct hot rolling in a continuous casting plant or in a strip casting plant as a preliminary product of a cast strip. For example, in a casting-rolling plant or strip casting plant, the pre-product can be further processed directly, i.e.
  • the pre-product is kept at a temperature or, if necessary, preheated to a temperature, for example in a soaking or preheating furnace, in which a Homogenization that is as complete as possible is guaranteed and any precipitates that may have formed during the casting process are (re)dissolved as completely as possible.
  • the melt is cast in a continuous casting plant to form a preliminary product
  • the cast and completely solidified strand is separated into several slabs of finite size and the slabs are then allowed to cool down to ambient temperature, in particular by natural cooling.
  • the pre-product or the slab becomes the Further processing e.g. in a walking beam furnace or reheated to temperature by other suitable means.
  • the temperature during preheating and/or when holding the preliminary product is at least 1150° C., in particular at least 1200° C., in order to ensure the most complete possible dissolution of any unwanted precipitations in the form of carbides/carbonitrides and/or nitrides in the preliminary product.
  • the temperature for preheating and/or for holding should not exceed 1350°C in order to avoid partial melting and/or excessive scaling of the pre-product.
  • the temperature for preheating and/or holding is limited in particular to a maximum of 1275°C.
  • the preliminary product is hot-rolled in one or more roll stands (hot rolling mill) with a final hot-rolling temperature of between 850 and 980°C to form a hot-rolled flat steel product.
  • a final hot-rolling temperature for producing the hot-rolled flat steel product of at least 850° C., in particular at least 870° C., is chosen so that the deformation resistance does not increase too much.
  • the final rolling temperature for producing the hot-rolled steel flat product is limited to a maximum of 980°C.
  • the hot-rolled steel flat product obtained is cooled at a cooling rate of between 20 and 400°C/s to a coiling temperature of between 400 and 700°C.
  • the cooling rate of at least 20°C/s is required in order to avoid as far as possible the formation of perlite and cementite and the formation of coarse precipitates that cannot be dissolved in the later process steps.
  • a cooling rate of more than 400°C/s is technically not feasible.
  • the coiling temperature is at least 400° C., in particular at least 410° C., in order to prevent martensite formation and to promote the formation of a structure of bainite, bainitic ferrite and/or ferrite in the hot-rolled flat steel product.
  • Martensite in the structure of the hot-rolled flat steel product would be transferred to the structure of the cold-rolled and annealed flat steel product and would be an undesirable phase in the structure of the cold-rolled flat steel product.
  • the martensite in the microstructure of the hot-rolled flat steel product has a negative effect both on the cold-rollability of the hot-rolled flat steel product and on the isotropy of the microstructure of the cold-rolled and annealed flat steel product.
  • the coiling temperature is limited to a maximum of 700°C, in particular a maximum of 660°C.
  • the coiling temperature is usually at least 550 - 600°C so that carbides containing Ti, Nb and/or V can precipitate during the cooling of the coil.
  • the carbides do not precipitate, so that the desired mechanical properties cannot be achieved. In the present case, it is irrelevant whether the precipitates already form in the hot-rolled flat steel product. In the event that no precipitates are formed in the hot-rolled flat steel product during the cooling of the coil, they will form during the later annealing of the cold-rolled flat steel product.
  • the desired mechanical-technological properties can thus also be achieved by coiling at a coiling temperature of at least 400°C, in particular at least 410°C.
  • the hot-rolled flat steel product which has been cooled to the coiling temperature, is coiled into a coil.
  • the hot-rolled flat steel product can be uncoiled from the coil and sent to conventional pickling, either in the coil-to-coil process, i.e. uncoiling-pickling-coiling, or preferably directly before cold rolling, i.e. uncoiling-pickling-cold-rolling.
  • pickling scale present on the hot-rolled flat product can be removed and/or the surface of the hot-rolled flat product can be prepared or activated for the next steps.
  • the hot-rolled steel flat product can have a thickness between 1.5 and 10 mm.
  • the hot-rolled flat product is unwound from the coil and cold-rolled with a degree of cold-rolling of between 5 and 70% to form a cold-rolled flat steel product.
  • Cold rolling is necessary for a high surface quality and dimensional tolerance, which is necessary for the intended use of the cold-rolled flat steel product for thin-walled components (e.g. body-in-white components).
  • strain hardening which adversely affects the ductility and hole expansion ratio of the steel.
  • cold rolling results in a dominant rolling texture, which leads to a marked anisotropy of the mechanical properties and consequently a reduction in the hole expansion ratio.
  • the influence of strain hardening and rolling texture on the mechanical-technological properties cannot be fully recovered by subsequent annealing.
  • the degree of cold rolling KWG is calculated using the formula:
  • KWG 100 * (LWB - L KB ) / LWB
  • l_ WB is the thickness of the hot-rolled flat steel product (hot strip)
  • L KB is the thickness of the cold-rolled flat steel product (cold strip).
  • the degree of cold rolling is at least 5%, in particular at least 10%.
  • the degree of cold rolling is limited to at most 70%, in particular at most 50%, preferably at most 40%.
  • the cold-rolled steel flat product is coiled.
  • the cold-rolled flat steel product (cold strip) can have a thickness of between 0.5 and 4 mm.
  • the cold-rolled flat steel product is unwound from the coil and annealed in a continuous process.
  • the annealing of the cold-rolled flat steel product has a significant influence on the setting of the mechanical-technological properties of the end product.
  • the mechanical-technological properties of the end product are influenced by two changes in the microstructure during annealing: on the one hand, the recrystallization of the ferrite and/or bainitic ferrite grains and, on the other hand, the coarsening of the precipitations containing Ti, Nb and/or V.
  • the recrystallization and the precipitation Coarsening have opposite effects on the hole expansion ratio.
  • Microstructure recrystallization is necessary to at least partially eliminate the cold rolling hardening that would otherwise degrade the hole expansion ratio and increase tensile strength. Recrystallization only takes place at such high temperatures that the precipitates can also coarsen significantly. This has a negative effect on both the hole expansion ratio and the tensile strength. Therefore, the kinetics of recrystallization and the coarsening process are crucial for a good combination of mechanical properties and hole expansion ratio.
  • the annealing can be carried out in a conventional manner in a multi-stage continuous annealing plant or in a conventional manner in a multi-stage continuous annealing plant in a hot-dip coating plant.
  • the cold-rolled flat steel product is heated to a temperature of between 700 and 900°C at an average heating rate of between 0.5 and 100°C/s.
  • a mean heating rate of at least 0.5°C/s is required to avoid excessive coarsening of the Ti, Nb and/or V containing precipitates; with a lower average heating rate, the desired precipitation size and consequently the required mechanical-technological properties would not be achieved.
  • a mean heating rate of more than 100°C/s is not technically feasible.
  • the cold-rolled flat steel product is held at a temperature of 700 to 900°C for a period of between 10 to 1000s. A temperature of at least 700°C and a duration of at least 10s is required for sufficient recrystallization of the structure.
  • the structure At a temperature below 700°C and a duration of less than 10s, the structure would not recrystallize sufficiently. Sufficient recrystallization is required to minimize work hardening and anisotropy resulting from cold rolling. These have a negative effect on the ductility and the hole expansion ratio of the steel. As a result, the required mechanical and technological properties are not achieved by annealing at a temperature of less than 700°C or for less than 10s. A temperature of more than 900°C and a duration of more than 1000s would in turn lead to an excessive coarsening of the Ti, Nb and/or V containing precipitates and consequently to a deterioration of the mechanical and technological properties.
  • the cold-rolled flat steel product is cooled to a maximum temperature of 600°C at an average cooling rate of between 0.5 and 100°C/s. Similar to the mean heating rate in the first stage, too slow a mean cooling rate would result in excessive coarsening of the Ti, Nb and/or V containing precipitates, so that the desired precipitation size and consequently the required mechanical and technological properties cannot be achieved. For this reason, the mean cooling rate is at least 0.5°C/s. A mean cooling rate of more than 100°C/s is not technically feasible.
  • the cold-rolled flat steel product in a fourth stage, can be held at a temperature of no more than 600°C for a period of no more than 1000s.
  • a temperature of more than 600°C and a duration of more than 1000s must not be exceeded in order to avoid coarsening of the precipitates.
  • the temperature in the fourth stage can be at least 200°C, in particular at least 300°C, preferably at least 350°C.
  • the duration in the fourth stage can be at least 10s.
  • the cold-rolled flat steel product is cooled in a fifth stage to a maximum temperature of 100°C at an average cooling rate of between 0.5 and 100°C/s.
  • the optional fourth stage can be omitted and the cold-rolled specialist steel product can optionally be directly cooled in the third stage (without being held at a specific temperature for a specific period) at an average cooling rate of between 0.5 and 100°C/s to a maximum temperature 100°C.
  • the "average” heating or cooling rate is to be understood as meaning that it is related to the difference between an initial temperature (actual temperature) and a target temperature (setpoint temperature) for the required duration between the initial temperature and reaching the target temperature.
  • the heating and cooling rate is not a constant variable.
  • the cold-rolled flat steel product can be hot-dip coated with a metallic coating, in particular with a Zn-based anti-corrosion coating, by immersion in a melt bath after the third or optional fourth step.
  • the bath inlet temperature is at least 10°C lower and at most 20°C higher than the melt bath temperature in order to prevent the melt bath temperature from changing significantly as a result of the introduction of the cold-rolled flat steel product. No special requirements are placed on the composition of the metal coating and the associated molten bath through which the cold-rolled flat steel product passes during its hot-dip coating.
  • the metal coating in particular the anti-corrosion coating, consists mainly of zinc (Zn) and can otherwise be composed in a conventional manner.
  • the anti-corrosion coating can contain up to 20% Fe, up to 5% Mg and up to 10% Al.
  • at least 5% Fe, at least 1% Mg and/or at least 1% Al are provided, if present, in order to achieve optimal performance properties of the corrosion protection.
  • the hot-dip coating can be followed by a further heat treatment (“galvannealing"), in which the hot-dip coated steel flat product is heated up to 550°C in order to burn in the zinc layer.
  • the cold-rolled flat steel product obtained can be cooled to a temperature of less than 100° C. at a cooling rate of between 0.5 and 100° C./s either immediately after leaving the molten bath or following the further heat treatment.
  • the steel flat product obtained in this way can optionally be subjected to conventional skin-passing in order to optimize its dimensional accuracy and surface quality.
  • the skin-pass degree set is typically at least 0.1% and at most 2.0%, with a skin-pass degree of at least 0.3% and at most 1.0% being set as particularly preferred.
  • a degree of tempering of less than 0.1% would result in a surface roughness that is too low for a cold-rolled steel flat product optionally coated with a metal coating, which would have a negative impact on the formability of the steel flat product.
  • With a degree of tempering of more than 2.0% both the mechanical properties (yield point and elongation at break) and the hole expansion ratio would be adversely affected.
  • the alloying elements of the melt or steel (flat steel product) are given as follows:
  • Carbon (C) is mainly bound in the excretions.
  • the concentration of the C dissolved in the mixed crystal is minimized in order to avoid the formation of undesired iron-based phases.
  • a content of at least 0.020%, in particular at least 0.030% by weight, preferably at least 0.040%, is necessary in order to achieve a high precipitation density and thus to achieve the required tensile strength.
  • one to high content would in turn lead to the formation of undesirable phases such as martensite, bainite, austenite, retained austenite, pearlite and/or cementite in the microstructure, which would reduce ductility and increase edge crack sensitivity.
  • the content is therefore limited to a maximum of 0.20%, in particular a maximum of 0.180%, preferably a maximum of 0.150%, with the negative effects of the presence of C being able to be avoided particularly reliably if the content is preferably at most 0.120%.
  • Manganese (Mn) is an alloying element that contributes to solid solution strengthening of the material. Mn also suppresses the formation of pearlite and thus promotes the formation of "carbide” precipitates with the intended contents of Ti, V, and/or Nb and Cr, Mo and/or W. For this reason, a Mn Content of at least 0.10%, in particular special at least 0.20%, preferably at least 0.40% required. However, too high a content has a negative effect on weldability and increases the risk of the occurrence of dominant segregations (chemical inhomogeneities in the structure that arise during solidification). Therefore, the upper limit of the content is set to be at most 3.00%, while lower contents, particularly at most 2.50%, preferably at most 2.20%, can avoid possible adverse effects of the presence of Mn.
  • phosphorus (P) is an impurity that is carried into the steel by iron ore and cannot be completely eliminated in the large-scale steelworks process.
  • the content should be set as low as possible, whereby the content should be at most 0.020%, in particular at most 0.010%, for process-reliable weldability.
  • S is also an impurity in the broadest sense and must therefore be adjusted to a maximum content of 0.010% in order to avoid a strong tendency to segregation and a negative influence on formability or elongation as a result of excessive formation of sulfides (FeS; MnS; (Mn, Fe)S) to be avoided, in particular at most 0.0050%.
  • FeS sulfides
  • MnS sulfides
  • Fe calcium
  • Ca can be alloyed for desulfurization and adjustment of the S content depending on the Ca content.
  • N Nitrogen
  • Ti, Nb and/or V preferably form nitrides or carbonitrides with N if C is present at the same time. Therefore, in practice, under the conditions that are technically and economically viable there, the uptake of N in the excretions is essential. avoidable. In principle, however, the lowest possible contents should be aimed for, since N-dominated carbonitrides are often very coarse and angular, which is why they do not contribute to hardening but act as crack initiators. In order to avoid the formation of N-dominated carbonitrides, the content should be limited to a maximum of 0.010%, in particular a maximum of 0.0050%.
  • Titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) are considered micro-alloying elements and are alloyed either individually or in combination (Ti and Nb; or Ti and V; or Nb and V; or Ti, Nb and V).
  • the micro-alloying elements are essential for the formation of the “carbide” precipitates.
  • the required density of the precipitations can be achieved if at least one of the micro-alloying elements from the group (Ti, Nb, V) is alloyed with a content of at least 0.040%.
  • Nb when Nb is present, increased Nb contents lead to crack formation during (continuous) casting or during slab cooling and/or preheating.
  • only a certain content of micro-alloying elements is required for the desired strength. If this is exceeded, there is only a slight further increase in strength.
  • the average diffusion distances decrease, which increases the risk of the formation of undesirably large precipitations.
  • contents of Ti, Nb and/or V are preferably alloyed in such a way that x is in particular at most 0.2% by weight.
  • Chromium (Cr), molybdenum (Mo) and/or tungsten (W) are alloyed either individually or in combination (Cr and Mo; or Cr and W; or Mo and W; or Cr, Mo and W).
  • Cr and Mo chromium
  • Mo molybdenum
  • W tungsten
  • Cr, Mo and/or W are required for retarding or preventing coarsening of carbides during high temperature annealing.
  • at least one of the alloying elements from the group (Cr, Mo, W) with a content of at least 0.050% must be added.
  • the contents of Cr, Mo and W must be alloyed in such a way that condition c) is also met and the value z is at least 0.5, in particular at least 0.7, preferably at least 0.8.
  • An appropriate z-value can ensure that there is a sufficient concentration of Cr, Mo and/or W in relation to the concentration of Ti, Nb and/or V present.
  • z is less than 0.5, an insufficient amount of Cr, Mo and/or W accumulates in the “carbide” precipitates. As a result, the coarsening of the "carbide” precipitations is not prevented or slowed down, so that the desired precipitation size and consequently the desired mechanical-technological properties are not achieved.
  • the C content is alloyed within the ranges specified here in such a way that the prescribed condition d) is met.
  • Too high a C or N content would result in a zz ⁇ 0.3, with an excess of C leading to the excessive formation of undesirable phases such as martensite, bainite, austenite, retained austenite, pearlite and/or cementite, which would have a negative effect on the hole expansion ratio. Too high an N content would lead to the formation of coarse N-dominated carbonitrides, which would also have a negative effect on the hole expansion ratio. If zz > 1.0, the total content of Ti, Nb and V is too high. In any case, a total excess of Ti, Nb and V does not contribute to a further increase in strength, but rather increases the risk of the formation of unwanted precipitations, which have a negative effect on the mechanical-technological properties.
  • the steel flat product can optionally contain one or more alloying elements from the group (Si, Al, Ca, B, Cu, Ni, Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, 0, H).
  • Silicon (Si) can be added as an optional alloying element to suppress pearlite formation in the structure.
  • a content of at least 0.050% is required. Excessively high levels of Si would impair the surface quality of the steel.
  • the content is therefore limited to a maximum of 1.50%, with a content of in particular a maximum of 1.00%, preferably a maximum of 0.70%, proving to be particularly favorable with regard to avoiding the negative influences of the presence of Si and also an optional subsequent batch galvanizing of the component produced from the cold-rolled steel flat product.
  • Si alloying can preferably be dispensed with and a maximum content of 0.03% can be permitted.
  • Contents of up to 1.50% can also contribute to solid solution strengthening, so that higher contents, for example greater than 0.70%, can also be alloyed if lower requirements are placed on the surface quality and/or batch galvanizing ability. With contents above 1.50%, the rollability of the steel is very negatively influenced and growth can occur on the rolls in the cold-rolling set or in the cold-rolling stand during rolling.
  • Aluminum (Al) can be added as an optional alloying element to suppress pearlite. Because Al is usually used for deoxidizing the melt, a content of at least 0.010% is unavoidable in the usual production of a steel. A too high However, content can have a negative effect on castability. Therefore, the upper limit is restricted to at most 1.50%, in particular at most 1.00%, preferably at most 0.70%.
  • neodymium (Nd), praseodymium (Pr), oxygen (0) and hydrogen (H) are to be attributed to the production-related unavoidable impurities that are components of the starting material from which the steel is produced or process-related during the production process Steel melting and processing can get into the steel.
  • the contents of these elements are to be kept so low that they have no technical effect on the properties of the underlying steel.
  • the upper limit is restricted to not more than 0.0050%, particularly not more than 0.0020%.
  • Carbides form at moving phase boundaries in cold-rolled flat steel products.
  • the movement of phase boundaries can be slowed down by B segregated at them. This can prevent the formation of carbides.
  • the content of B is limited to at most 0.0010%, particularly at most 0.0006%, more preferably at most 0.0004%.
  • Cu can separate out in the form of coarse particles, which have a negative effect on the mechanical properties.
  • Cu has a negative impact on castability.
  • the content is limited to at most 0.10%.
  • Ni, Sn, As, Co, Zr, as well as rare earths such as La, Ce, Nd and Pr, are also optional alloying elements and are not required and, if they are nevertheless detectable, are considered to be unavoidable impurities. Accordingly, the Ni content is limited to at most 0.10%; the Sn content to at most 0.050%; the As content to not more than 0.020%; the Co content to at most 0.020%; the Zr content to at most 0.0002%; the La content to at most 0.0002%; the Ce content to at most 0.0002%; the Nd content to at most 0.0002%; the Pr content is limited to at most 0.0002%.
  • the maximum permissible content is therefore set at a maximum of 0.0050%, in particular a maximum of 0.0020%.
  • H is very mobile in the interstitial sites in the steel and can lead to cracking in the core, particularly in high-strength steels when they cool down after hot rolling.
  • the content should therefore be as low as possible, in any case at most 0.0010%, in particular at most 0.0006%, preferably at most 0.0004%, with contents of preferably at most 0.0002% being sought.
  • Table 1 shows both the chemical compositions and the values x, y, z and zz of the working examples.
  • the specifications relating to hot and cold rolling as well as annealing and the optional hot-dip coating are given in Tables 2 and 3.
  • Table 4 shows both the mechanical and technological properties as well as the structural composition of the exemplary embodiments.
  • melts A - BP alloyed according to the compositions given in Table 1 were produced and cast into slabs.
  • the melts not according to the invention and their contents of certain alloying elements, which deviate from the specifications in the aforementioned ranges, are highlighted in Table 1 by underlining. Contents of an alloying element that were so low that they were "0" in the technical sense, i.e. so low that they had no influence on the properties of the steel, are indicated in Table 1 by the entry.
  • the slabs produced from steels A - BP were thoroughly heated in a preheating furnace in which a temperature ("VWO") prevailed.
  • the preheated slabs were then hot-rolled in a conventional manner into a hot-rolled flat steel product.
  • the hot-rolled flat steel product obtained in each case has left the hot-rolling train with a hot-rolling finish temperature (“WET”) and is subsequently at a medium temperature Cooling Rate (“AKR”) to a Coiling Temperature (“HT”) at which they are each coiled.
  • WET hot-rolling finish temperature
  • ARR medium temperature Cooling Rate
  • HT Coiling Temperature
  • the cold-rolled flat steel product After cold rolling, the cold-rolled flat steel product has been conventionally annealed in a multi-stage continuous annealing line or in a conventional multi-stage continuous annealing line in a hot-dip coating line.
  • the route in the hot-dip coating plant is identified by the coating with a metal coating in the exemplary embodiments with X in ("Zn").
  • Annealing occurs in several stages. In the first stage, the cold-rolled flat steel product was heated at an average heating rate ("HR") to a temperature (“HT1") at which it was held for a period (“HZ1"). The cold-rolled flat steel product was then cooled at a medium cooling rate (“KR1”) to a temperature (“HT2”) at which it was held for a period of time (“HZ2”).
  • HR average heating rate
  • KR1 medium cooling rate
  • HT2 temperature at which it was held for a period of time
  • the cold-rolled flat steel product is optionally coated with a Zn-based anti-corrosion coating by immersion in a molten bath.
  • the cold-rolled flat steel product was cooled to room temperature at a medium cooling rate (“KR2”) either immediately after the end of the duration (“HZ2”) or after exiting the melt pool.
  • KR2 medium cooling rate
  • the cold-rolled specialist steel product after being held at a temperature (“HT1”) for a period of time (“HZ1”), is directly cooled at a mean cooling rate (“KR1”) and without being held at a temperature (“HT2”) for been cooled for a period (“HZ2”) to a maximum temperature of 100°C, preferably to room temperature.
  • KR1 mean cooling rate
  • HT2 temperature
  • HZ2 temperature of a period
  • DG skin-pass grade
  • the annealing and optional hot-dip coating takes place according to one of the combinations a-j of HR, HT 1 , HZ1, KR1, HZ2, KR2 and DG given in Table 3.
  • the combinations a - j it is also specified whether the cold-rolled flat steel product has been coated with a Zn-based anti-corrosion coating.
  • the combinations of a-j that are not according to the invention and the specifications, which in each case did not correspond to the dimensions of the invention, are underlined in Table 3.
  • the remainder of the respective microstructure consisted of martensite, bainite, austenite, retained austenite, pearlite and/or cementite, if present, as well as unavoidable microstructure components, which were not specifically looked at in the investigations and are therefore not included in Table 4 either has been carried out further.
  • Example A1 is a reference example, which consists of a steel with chemical composition A and was produced according to rolling specification I and annealing specification a. This resulted in an optimal combination of mechanical-technological properties and structural composition.
  • Examples A2-A4 are comparable to example A1, except that the hot rolling conditions deviate from the specifications required according to the invention. In this sense, they serve as counterexamples.
  • the slab was heated at too low a temperature VWO, so that the slab was not completely homogenized. As a result, worked the alloying elements and the manufacturing processes do not affect the mechanical properties.
  • the final rolling temperature WET was set too low, so that the desired isotropy of the material was lost due to the effects of thermomechanical rolling.
  • the hot-rolled steel flat product was cooled at too low an average cooling rate AKR, so that coarse “carbide” precipitates were formed before coiling. As a result, the desired precipitation size and consequently the required mechanical-technological properties could not be achieved.
  • Chemical analyzes B - AW are variations of analysis A, replacing Ti with different combinations of Ti, Nb and V, and replacing Cr with different combinations of Cr, Mo and W.
  • Other alloy components as well as the values x, y, z and zz were kept the same as in analysis A.
  • the examples B1-AW1 produced therefrom were processed through with the same process conditions as example A1. This resulted in mechanical-technological properties on the same level as example Al.
  • Examples AX1-BAI are counterexamples which are also based on example A1.
  • the value x and consequently the value zz is too low.
  • the value y and consequently the value z is too low.
  • Example AZ1 has too low a C content and consequently too high a value zz.
  • example BAI has too high a C content and consequently too low a value zz.
  • Examples AX1 - BAI are with the same process conditions as example Al produced, but have mechanical-technological properties outside the target range as a result of the deviating chemical analyses.
  • the BB steel is a low-alloy concept with a very low impurity content, which has been processed with a high VWO, WET, AKR and HT and a particularly high KWG. Despite the lower alloy concept, this gave a very high product R m * l.
  • the BC and BD steels are relatively low-alloy concepts that differ only in their C content and consequently in the zz values.
  • the influence of the degree of cold rolling KWG was examined in examples BC1 - BC4 using steel BC. This showed that as KWG decreases, Rm decreases and l increases.
  • the BD steel has a slightly higher C content and consequently a lower zz value compared to the BC steel. This resulted in a increased Rm and reduced l compared to Example BC1 at the same process conditions.
  • the steels BE - BG differ in their Cr content.
  • Steel BE was used in examples BEI - BE4 to study the influence of temperature HT1. This shows that as HT1 decreases, Rm increases and l decreases.
  • the HT1 was set too low. This resulted in an l that was too low.
  • the BF steel has a lower Cr content compared to the BE steel and consequently a lower y value and a lower z value. These were used in examples BF1 - BF3 to investigate the influence of the coiling temperature HT. This shows that as HT increases, Rm and l decrease. In the counter-example BF3, the HT was set too high.
  • the BH and BI steels are medium-strength variants that have higher Al or Si contents. These were used in examples BH1 - BI3 to examine the influence of the duration HZ1. It has been shown that the R m and the l decrease with increasing HZ1. As a result, examples BH3 and BI3 each have a low product Rm * 1, but were within the target range. Furthermore, examples BH3 to BI3 were produced without being coated with a Zn-based anti-corrosion coating.
  • Steels BJ and BK are high-strength variants that have even higher Al and Si contents. These were annealed in examples BJ1 - BK2 with an increased HT1 of 875°C or 925°C. The annealing at 925°C led to a deterioration in the mechanical and technological properties compared to the examples annealed at 875°C. The examples BJ2 and BK2, annealed at 925°C, therefore only serve as counter-examples here.
  • the BL and BM steels are high-strength variants which, due to their high Si and Al contents, respectively, without a Zn-based anti-corrosion coating and without an optional fourth stage during annealing (holding for a duration HZ2 of no more than 1000s at a temperature HT2 of no more than 600°C) were annealed. These show that a very high l can be achieved at a very high Rm , provided the necessary specifications are complied with.
  • the BN steel is similar to the BL steel, except that the C content is too high.
  • Example BN1 produced from this was produced using the same process conditions as example BL1. Due to the excess of C, example BN1 contained too low a proportion of ferrite. This led to a noticeable deterioration in the mechanical and technological properties. Therefore example BN1 serves as a counterexample.
  • Steel BO is comparable to reference example A, but has higher, but still acceptable, contents of P, S, N and Cu.
  • the resulting mechanical-technological properties were worse than example Al, which was produced with the same process conditions, but still within the target range.
  • the BP steel has too high a content of P, S, N and Cu.
  • the l and the product Rm * l of example BPI which was also produced with the same process conditions as Al and BOI, were outside the target range.
  • Table 1 Chemical analysis of the exemplary embodiments, remainder iron and impurities unavoidable due to production
  • Table 3 Process conditions of the exemplary embodiments with regard to the annealing and the optional hot-dip coating

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein entsprechend kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem ferritischen Grundgefüge und einer hohen Zugfestigkeit Rm, einer hohen Bruchdehnung A50 und einem hohen Lochaufweitungsverhältnis λ sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.

Description

Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
Technisches Gebiet (Technical Field)
Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem ferritischen Grundgefüge, mit einer hohen Zugfestigkeit Rm, einer hohen Bruchdehnung A50 und einem hohen Loch aufweitungsverhältnis l sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Technischer Hintergrund
Die stetig steigende Nachfrage nach kraftstoffeffizienten Autos treibt einen steigenden Bedarf an Gewichtsreduzierung durch Leichtbau an. Eine kostenwirksame Maßnahme zur Gewichts reduktion ist die Verwendung von hochfesten Stählen. Dies ermöglicht die Herstellung von dünnwandigen Bauteilen. Solche Leichtbauteile haben typischerweise eine höhere geo metrische Komplexität, um ihre niedrige Steifigkeit zu kompensieren. Daher erfordert die Herstellung solcher Leichtbauteile den Einsatz von komplexen Umformverfahren und folglich neuen Stählen, die diesen standhalten.
Besonders wichtig für den Einsatz von hochfesten Stählen ist die Empfindlichkeit der Stähle für Kantenrisse, die bei der Umformung von gestanzten Blechen auftreten können. Im Labor wird die Kantenrissempfindlichkeit eines Stahls mit der sogenannten „Lochaufweitungs prüfung“ bewertet, in welcher ein in eine Blechprobe gestanztes Loch mit einem Dorn bis zur ersten Rissentstehung aufgeweitet wird, vgl. ISO 16630:2017, “Metallic materials -- Sheet and Strip -- Hole expanding test”. Aus dem Durchmesser des Lochs vor der Prüfung, D0, und bei der ersten Rissbildung, DR, wird das Lochaufweitungsverhältnis, l, mit der Formel =100*(DR-D0)/DO berechnet.
Die Kantenrissempfindlichkeit von hochfesten Stählen hängt im Wesentlichen von der Isotropie und Homogenität des Gefüges ab, vor allem das Vorhandsein und der Höhe von internen Härtegradienten. Unter äußeren mechanischen Belastungen können hohe interne Härtegradienten zu hohen internen Spannungen und folglich zur Rissbildung führen. Aus diesem Grund zeichnen sich Materialien mit ausgeprägten anisotropen bzw. inhomogenen Mikrostrukturen durch eine relativ hohe Kantenrissempfindlichkeit aus. Dazu zählen Dual phasenstähle, die aus einer Mischung von harten (z. B. Martensit) und weichen (z. B. Ferrit) Phasen bestehen und eine ausgeprägte Walztextur haben. Im Gegensatz dazu zeichnen sich Materialien mit isotropen bzw. homogenen Mikrostrukturen durch eine relativ niedrige Kanten rissempfindlichkeit aus. Dazu zählen sowohl Complexphasenstähle (CP-Stähle), welche über wiegend aus Phasen mit einer mittleren Härte, wie Bainit und/oder angelassenem Martensit bestehen, als auch ferritische Stähle, die zur Festigkeitssteigerung durch sehr feine Aus scheidungen verstärkt sind.
Es gibt mehrere Beispiele von mit feinen Ausscheidungen verstärkten ferritischen Warmband materialien (warmgewalzte Stahlflachprodukte), die sowohl eine hohe Zugfestigkeit als auch eine sehr niedrige Kantenrissempfindlichkeit aufweisen. Ein solches Warmband ist beispiels weise der sogenannte “Nanohiten”, siehe u. a. EP 1 338 665 Al; “Development of high strength hot rolled sheet Steel consisting of ferrite and nanometer-sized carbides”, ISIJ International 44 (2004), p. 1945-1951, Funakawa et al.; und “Hot rolled high strength steels for Suspension and Chassis parts ‘NANOHITEN’ and ‘BHT Steel’”, JFE Technical Report 10 (2007), p. 19-25, Seto et al.. Der Nanohiten besteht überwiegend aus einem ferritischen Grundgefüge mit sehr feinen Ausscheidungen mit einer Größe kleiner 5 nm. Aufgrund der Feinheit der Ausscheidungen und der Isotropie und Homogenität des Gefüges hat der Stahl eine sehr hohe Zugfestigkeit als auch ein sehr hohes Lochaufweitungsverhältnis. Die Aus scheidungen haben die chemische Zusammensetzung (Ti, Mo)(C, N) und werden als Titan karbide bzw. Titankarbonitride bezeichnet. Die Feinheit der Ausscheidungen ist in der Legierung mit Mo begründet, welche die Vergröberung der Ausscheidungen bei hohen Temperaturen verlangsamt. Laut verschiedenen Literaturquellen, u. a. in “Stability of (Ti,M)C (M=Nb,V,Mo and W) Carbide in Steels using First-Principles Calculations”, Acta Materialia 60 (2012), p. 208-217, Jang et al.; “Strengthening mechanism of hot rolled Ti and Nb microalloyed HSLA steels containing Mo and W with various coiling temperature”, Materials Science and Engineering 560A (2013), p. 528-534, Park et al.; und “The effect of molybdenum on interphase precipitation and microstructures in microalloyed steels containing titanium and vanadium”, Acta Materialia 161 (2018), p. 374-387, Gong et al. hat Mo eine ähnliche Wirkung auf die Vergröberung von Karbiden bzw. Karbonitriden auf Basis von Nb oder V. Es wird ebenfalls beschrieben, dass W eine ähnliche Wirkung auf die Ver gröberung von Karbiden bzw. Karbonitriden auf Basis von Ti, Nb oder V hat.
Ein Warmbandmaterial mit mechanischen Eigenschaften und einem Lochaufweitungs verhältnis vergleichbar mit dem des Nanohitens ist in der WO 2020/048599 Al offenbart. Dieses besteht überwiegend aus Ferrit, verstärkt mit Karbiden bzw. Karbonitriden auf Basis von Ti, Nb bzw. V mit einer Größe kleiner 5 nm. Das darin beschriebene Warmband unter scheidet sich von Nanohiten durch die Verwendung von Cr anstatt Mo, um die Vergröberung der Ausscheidungen zu verlangsamen. Der Einfluss von Cr auf die Vergröberung solcher Ausscheidungen wurde bisher in der Literatur nicht erwähnt. Die Größe der Ausscheidungen und folglich die mechanischen Eigenschaften und das Lochaufweitungsverhältnis des Materials hängt von der Haspeltemperatur ab. Die optimalen mechanischen Eigenschaften und Lochaufweitungs-verhältnisse ergeben sich aus einer Haspeltemperatur im Bereich 560 - 690°C. Bei niedrigeren Haspeltemperaturen bilden sich keine Ausscheidungen, so dass das Gefüge vollständig aus feinkörnigem bzw. bainitischen Ferrit besteht. Dieser wirkt sich negativ auf die Zugfestigkeit und Bruchdehnung des Materials aus. Das Haspeln bei höheren Haspel temperaturen führt zu einer Vergröberung der Ausscheidungen, welche negativ auf die Zug festigkeit und das Lochaufweitungsverhältnis wirkt.
Der Einfluss von Mo, W und/oder Cr auf eine Vergröberung von Karbiden bzw. Karbonitriden auf Basis von Ti, Nb und/oder V lässt sich durch den Mechanismus der „Ostwaldreifung“ erklären: rt 3 - r0 3 = 8Vm 2CDvt/9RT, wobei r0 und rt die durchschnittlichen Partikelradien zum Zeitpunkt 0 bzw. t sind; Vm das Molvolumen der Ausscheidung ist; C und D die Gehalte bzw. Diffusivität des geschwindigkeits begrenzenden Elements (z.B. Ti bei TiC-Ausscheidungen) sind; g die Grenzflächenenergie ist; R die universelle Gaskonstante und T die Temperatur ist. g setzt sich zum Teil aus der Form änderungsenergie zusammen, welche wegen der Fehlpassung zwischen den Karbiden und dem umgebenden Ferritgefüge entsteht. Eine Reduzierung der Formänderungsenergie fördert eine kohärente Grenzfläche zwischen den Karbiden und dem Ferritgefüge und verhindert die Vergröberung der Karbide. Mo-, W- und/oder Cr-Atome werden im ersten Stadium des Ausscheidungsprozesses in das Karbid aufgenommen und ersetzen dort die Ti, Nb und/oder V-Atome. In Jang et al. ist berechnet worden, dass die Aufnahme der Mo- und W-Atome zur Reduzierung der Formänderungsenergie führt. Infolgedessen ist g verringert und damit wird die Vergröberung der Karbide verlangsamt. Aufgrund der ähnlichen Einflüsse von Cr und Mo auf der Vergröberung von TiC-Ausscheidungen wird vermutet, dass die Wirkung von Cr auf ähnliche Mechanismen beruht.
Warmbänder wie Nanohiten haben typischerweise eine niedrigere Oberflächenqualität und Maßtoleranz im Vergleich zu Kaltbänder (kaltgewalzte Stahlflachprodukte). Aus diesem Grund ist ihre Anwendung auf Bauteile eingeschränkt, welche keine anspruchsvolle Oberflächen- gualität und/oder Maßtoleranzen erfordern (z.B. Fahrwerksbauteile). Anwendungen mit höheren Ansprüchen bezüglich Oberflächengualität und Maßtoleranzen (z.B. Rohkarosserie- Bauteile) erfordern ein Kaltbandmaterial, gegebenenfalls mit einer veredelten Oberfläche (z.B. Feuerbeschichtung). Bei solchen Bauteilen ist die Erfordernis eines hohen Lochaufweitungs verhältnisses genauso hoch wie beim Warmbandmaterial.
Zu den hochfesten Kaltbandmaterialien mit isotropen bzw. homogenen Mikrostrukturen zählen sowohl Complexphasenstähle (CP-Stähle) als auch mit intermetallischen Ausscheidungen gehärteten Stähle. CP-Stähle bestehen typischerweise aus Phasen mit einer mittleren Härte, wie Bainit bzw. angelassenem Martensit, und enthalten daher eine hohe Anzahl an groben Ausscheidungen wie Eisenkarbide. Diese haben daher eine niedrigere Duktilität und ein niedrigeres Lochaufweitungsverhältnis im Vergleich zu ferritischen Stählen. Die mit inter metallischen Ausscheidungen gehärteten Stähle brauchen einen höheren Gehalt an Legierungselementen, um das gleiche Festigkeitsniveau zu erreichen. Infolgedessen sind diese in der Regel für Automobilanwendungen nicht unbedingt wirtschaftlich.
Zusammenfassung der Erfindung
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem ferritischen Grundgefüge und einer optimierten Kombination aus einer hohen Zug festigkeit Rm, einer hohen Bruchdehnung A50 und einem hohen Lochaufweitungsverhältnis l bereitzustellen sowie ein entsprechendes Verfahren zu seiner Herstellung anzugeben.
Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung durch ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1.
Erfindungsgemäß ist ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem ferritischen Grundgefüge vorgesehen, welches neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,020 bis 0,20 %,
Mn: 0,10 bis 3,00 %,
P: bis 0,020 %,
S: bis 0,010 %,
N: bis 0,010 %, mit mindestens einem oder mehreren Mikrolegierungselementen aus der Gruppe (Ti, Nb, V):
Ti: mindestens 0,040 %,
Nb: mindestens 0,040 %,
V: mindestens 0,040 %, wobei für die Legierungselemente Ti, Nb und V die Bedingung a) 0,04 % <= x <= 0,3 % mit x = Ti + V/1,06 + Nb/1,94 [in Gew.-%] erfüllt ist, mit mindestens einem oder mehreren Legierungselementen aus der Gruppe (Cr, Mo, W):
Cr: mindestens 0,050 %,
Mo: mindestens 0,050 %,
W: mindestens 0,050 %, wobei für die Legierungselemente Cr, Mo und W die Bedingung b) 0,05 % <= y <= 1,5 % mit y = Cr + Mo/1,85 + W/3,54 [in Gew.-%] erfüllt ist, wobei für die Legierungselemente C, N, Ti, Nb, V, Cr, Mo und W weiterhin die Bedingungen c) z >= 0,5 mit z = 0,921 * y/x und d) 0,3 <= zz <= 1,0 mit zz = 0,25 * y/(C + 0,86 * N), erfüllt sind optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Si, AI, Ca, B, Cu, Ni, Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, 0, H) mit
Si: bis 1,50 %,
AI: bis 1,50 %,
Ca: bis 0,0050 %,
B: bis 0,0010 %,
Cu: bis 0,10 %,
Ni: bis 0,10 %,
Sn: bis 0,050 %,
As: bis 0,020 %,
Co: bis 0,020 %,
Zr: bis 0,0002 %,
La: bis 0,0002 %,
Ce: bis 0,0002 %,
Nd: bis 0,0002 %,
Pr: bis 0,0002 %,
0: bis 0,0050 %,
H: bis 0,0010 %, besteht.
Unter ferritischem Grundgefüge ist somit ein Gefüge zu verstehen, welches Ferrit mit einem Anteil von mindestens 90 % aufweist. Der Anteil des ferritischen Gefüges kann insbesondere mindestens 92 %, vorzugsweise mindestens 94 %, bevorzugt mindestens 96 %, weiter bevor zugt mindestens 98 % betragen. Die Hauptbestandteile des Gefüges lassen sich mittels lichtoptischer Mikroskopie (LOM) bei einer 200- bis 2000-fachen Vergrößerung ermitteln. Im ferritischen Gefüge sind feine „Karbid“-Ausscheidungen auf Basis von Ti, Nb und/oder V eingebettet. Die Ausscheidungen weisen einen mittleren Ausscheidungsdurchmesser von höchstens 10 nm, insbesondere von höchstens 7 nm, vorzugsweise von höchstens 5 nm auf. Diese sind aufgrund ihrer Feinheit mittels LOM nicht erkennbar, sondern lassen sich nur mittels Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) bei einer 50.000- bis 500.000-fachen Vergrößerung ermitteln. Harte eisenbasierte Phasen wie Martensit, Bainit, Austenit, Rest austenit, Perlit und/oder Zementit sind nachteilig für das Lochaufweitungsverhältnis und sind daher unerwünschte Phasen, können aber je nach Legierungselementen in den oben genannten Bereichen in Summe mit weniger als 10 %, insbesondere weniger als 7 %, vorzugsweise weniger als 5 %, bevorzugt weniger als 3 % vorliegen. Die Phasen Martensit und/oder Bainit wirken sich für das Lochaufweitungsverhältnis besonders negativ aus, so dass im günstigen Fall das Gefüge des kaltgewalzten Stahlflachprodukts kein Martensit und/oder Bainit enthält, können aber maximal bis zu 1 % Martensit und/oder bis zu 3 % Bainit betragen kann. Des Weiteren kann das Gefüge herstellungsbedingte unvermeidbare Gefüge bestandteile aufweisen, maximal bis zu 1 %, insbesondere maximal bis zu 0,5 %.
Derzeit ist aus dem Stand der Technik nicht bekannt, hochfeste kaltgewalzte Stahlflach produkte umfassend ein ferritisches Grundgefüge herzustellen, in welchem „Karbid“-Aus- scheidungen auf Basis von Titan, Niob und/oder Vanadium eingebettet sind respektive entsprechende „Karbid“-Ausscheidungen aufweist. Der Grund dafür ist die negative Wirkung des Kaltwalzens auf die Duktilität und das Lochaufweitungsverhältnis. Der Kaltwalzprozess führt sowohl zu einer Verfestigung des Materials als auch zur Bildung einer prägnanten Walztextur. Diese haben somit eine negative Wirkung auf die Duktilität und das Lochauf weitungsverhältnis des Materials. Die Duktilität und das Lochaufweitungsverhältnis können durch eine Rekristallisation zurückgewonnen werden. Die Rekristallisation erfolgt erst bei hohen Temperaturen, bei denen sich die Ausscheidungen ebenfalls vergröbern können. Die Vergröberung der Ausscheidungen wirkt sich negativ auf der Zugfestigkeit als auch auf die Kantenrissempfindlichkeit aus. Daher ist es mit dem vorherigen Stand der Technik nicht möglich, sowohl eine hohe Zugfestigkeit als auch ein hohes Lochaufweitungsverhältnis in einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt umfassend ein mit „Karbid“-Ausscheidungen ver stärktes ferritisches Grundgefüge zu erzeugen, welches den gestellten Anforderungen genügt.
Das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlflachprodukt weist eine Zugfestigkeit von mindes tens 550 MPa, insbesondere mindestens 580 MPa, vorzugsweise mindestens 610 MPa, bevorzugt mindestens 650 MPa, bevorzugt mindestens 780 MPa, weiter bevorzugt mindes tens 860 MPa auf. Die Bruchdehnung A50 beträgt bei dem erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukt mindestens 9 %, insbesondere mindestens 11 %, vorzugsweise mindes tens 12 %. Die Zugfestigkeit sowie die Bruchdehnung A50 sind im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1:2017 ermittelbar. Das Lochaufweitungsverhältnis l beträgt mindestens 40 %, insbesondere mindestens 45 %, vorzugsweise mindestens 50 %, bevorzugt mindestens 55 %, weiter bevorzugt mindestens 60 %, wobei das Lochaufweitungsverhältnis l nach DIN EN ISO 16630:2017 ermittelbar ist. Hierbei hat sich herausgestellt, dass das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlflachprodukt ein besonderes günstiges Verhältnis von Lochaufweitungsverhältnis zu Zugfestigkeit aufweist. So werden bei einem erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukt auch bei hohen Zugfestigkeiten hohe Lochaufweitungsverhältnisse erzielt, welche sich in hohen Werten für das Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Lochaufweitungsverhältnis l äußern. Es werden daher Werte von mindestens 30.000 MPa*%, insbesondere mindestens 40.000 MPa*%, vorzugs weise mindestens 45.000 MPa*%, bevorzugt mindestens 50.000 MPa*% erreicht.
Die erzielten mechanischen Eigenschaften und Lochaufweitungsverhältnisse werden ent sprechend erreicht, wenn vorhandene Legierungselemente Ti, Nb und/oder V und vorhandene Legierungselemente Cr, Mo und/oder W in „Karbid“-Ausscheidungen abgebunden sind. Unter Ausscheidungen sind „Karbide“ mit einer NaCI (Bl) Kristallstruktur gemeint, die überwiegend aus mindestens einem der Legierungselemente aus der Gruppe Ti, Nb und V, und mindestens einem der Legierungselemente aus der Gruppe Mo, W und Cr sowie C bestehen. Außerdem können die Ausscheidungen einen geringen Gehalt an N enthalten. Die Summe der Gehalte an Ti, Nb und V (jeweils in Atom.-%) bezogen auf die chemische Analyse der Ausscheidungen beträgt daher mindestens 20 Atom.-%. Bei zu niedrigen Gehalten von Ti, Nb und/oder V in den Ausscheidungen handelt es sich nicht um „Karbide“, sondern um andere Ausschei dungen, die sich bei hohen Temperaturen vergröbern, und sind daher für eine hohe Zug festigkeit und ein hohes Lochaufweitungsverhältnis nicht geeignet. Die Feinheit der Aus scheidungen ergibt sich aus einem hohen Gehalt der Legierungselemente Mo, W und/oder Cr in den Ausscheidungen. Die Summe der Gehalte an Cr, Mo und W (jeweils in Atom.-%) bezogen auf die chemische Analyse in den Ausscheidungen beträgt mindestens 2,5 Atom.-%, insbesondere mindestens 5 Atom.-%, vorzugsweise mindestens 10 Atom.-%. Ein ent sprechender Gesamtgehalt der Legierungselemente Mo, W und/oder Cr in den Ausschei dungen ist erforderlich, um die Vergröberung der Ausscheidungen bei hohen Temperaturen zu verlangsamen und daher eine hohe Zugfestigkeit und ein hohes Lochaufweitungsverhältnis zu erzielen. Bei einem zu niedrigen Gesamtgehalt an Mo, W und/oder Cr in den Ausschei dungen vergröbern sich die Ausscheidungen bei hohen Temperaturen. Eine Vergröberung der Ausscheidungen wirkt sich negativ auf die Zugfestigkeit und das Lochaufweitungsverhältnis aus. Zur Umrechnung von Gew.-% in Atom.-% wird die übliche Formel
KAt = 100 * (KG / mK) / Summe aus (iG / m,) verwendet, wobei KAT und KG die Konzentration von Element K in Atom.-% und Gew.-% sind; mK die Atommasse des Elements K ist; und iG der Gehalt (in Gew.-%) und mj die Atommasse der Komponente i in der Mischung der Komponenten sind.
Außerdem kann die Ausscheidungsgröße an die Homogenität der Verteilung von Cr, Mo und/oder W gekoppelt sein. Beispielsweise beim Vorhandensein von Cr kann bei Ausschei dungen von bis zu 5 nm mit Hilfe einer hochauflösenden Transmissionselektronen mikroskopie eine homogene Cr-Verteilung in der Ausscheidung festgestellt werden. Bei Aus scheidungen im Größenbereich von ca. 5 bis 10 nm kann hingegen gezeigt werden, dass am Rand der Ausscheidungen wesentlich höhere Cr-Gehalte als im Kern der Ausscheidungen vorhanden sind. Hierbei wird als „Kern“ derjenige Bereich der Ausscheidungen definiert, welcher ca. 50 % der Fläche der Ausscheidung in der Mikroskopie ausmacht und dem Flächenschwerpunkt am nächsten ist. Als „Rand“ wird die verbleibende Fläche der Aus scheidung definiert. Bei Ausscheidungen von mehr als 10 nm ist der Cr-Gehalt am Rand deutlich höher als im Kern, wobei es keine Wirkung auf die Karbidvergröberung hat. Der mittlere Ausscheidungsdurchmesser ist ebenfalls mittels TEM bestimmbar.
Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 8.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem ferritischen Grundgefüge umfasst die Schritte: a) Erschmelzen eines Stahls bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,020 bis 0,20 %,
Mn: 0,10 bis 3,00 %,
P: bis 0,020 %,
S: bis 0,010 %,
N: bis 0,010 %, mit mindestens einem oder mehreren Mikrolegierungselementen aus der Gruppe (Ti, Nb, V): Ti: mindestens 0,040 %,
Nb: mindestens 0,040 %,
V: mindestens 0,040 %, wobei für die Legierungselemente Ti, Nb und V die Bedingung a) 0,04 % <= x <= 0,3 % mit x = Ti + V/1,06 + Nb/1,94 [in Gew.-%] erfüllt ist, mit mindestens einem oder mehreren Legierungselementen aus der Gruppe (Cr, Mo, W):
Cr: mindestens 0,050 %,
Mo: mindestens 0,050 %,
W: mindestens 0,050 %, wobei für die Legierungselemente Cr, Mo und W die Bedingung b) 0,05 % <= y <= 1,5 % mit y = Cr + Mo/1,85 + W/3,54 54 [in Gew.-%] erfüllt ist, wobei für die Legierungselemente C, N, Ti, Nb, V, Cr, Mo und W weiterhin die Bedingungen c) z >= 0,5 mit z = 0,921 * y/x und d) 0,3 <= zz <= 1,0 mit zz = 0,25 * y/(C + 0,86 * N), erfüllt sind optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Si, AI, Ca, B, Cu, Ni Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, 0, H) mit
Si: bis 1,50 %,
AI: bis 1,50 %,
Ca: bis 0,0050 %,
B: bis 0,0010 %,
Cu: bis 0,10 %,
Ni: bis 0,10 %,
Sn: bis 0,050 %,
As: bis 0,020 %,
Co: bis 0,020 %,
Zr: bis 0,0002 %,
La: bis 0,0002 %,
Ce: bis 0,0002 %,
Nd: bis 0,0002 %,
Pr: bis 0,0002 %,
0: bis 0,0050 %,
H: bis 0,0010 %, b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt; c) Vorwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vorprodukts bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1350°C; d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mit einer Warm walzendtemperatur zwischen 850 und 980°C; e) Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer zwischen 20 und 400°C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine zwischen 400 und 700°C betragende Haspeltemperatur; f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; g) Abhaspeln des Coils und Kaltwalzen mit einem zwischen 5 und 70 % betragenden Kalt walzgrad zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt; h) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; i) Abhaspeln des Coils und Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts im kontinuierlichen Durchlauf umfassend die Schritte:
11) Aufheizen mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur zwischen 700 und 900°C und Halten bei 700 bis 900°C für eine Dauer zwischen 10 und 1000s;
12) Abkühlen mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur von höchstens 600°C und optional Halten bei dieser Temperatur für eine Dauer von höchstens 1000s; j) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil.
Der erschmolzene Stahl mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der oben angege benen Spannen wird zu einem Vorprodukt vergossen. Der Stahl wird nach seinem Erschmel zen zu einem Vorprodukt vergossen, bei dem es sich beim klassischen Produktionsweg um eine Bramme üblicher Abmessung handeln kann. Jedoch kann aus dem Stahl auch durch direktes Warmwalzen eines Stranggusses in einer Gießwalzanlage als Vorprodukt einer Dünn bramme oder in einer Bandgießanlage als Vorprodukt eines gegossenen Bandes erzeugt werden. Beispielsweise in einer Gießwalzanlage oder Bandgießanlage, kann das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, so dass das Vor produkt auf einer Temperatur gehalten oder bei Bedarf auf eine Temperatur vorerwärmt wird, beispielsweise in einem Ausgleichs- oder Vorwärmofen, bei der eine möglichst vollständige Homogenisierung gewährleistet ist und bei der sich während des Vergießens eventuell gebildete Ausscheidungen möglichst vollständig (wieder) auflösen. Wird die Schmelze beispielsweise in einer Stranggießanlage zu einem Vorprodukt vergossen, wird der gegossene und vollständig erstarrte Strang zu mehreren Brammen endlicher Abmessung abgetrennt und abschließend zugelassen, dass sich die Brammen durch insbesondere natürliche Abkühlung auf Umgebungstemperatur abkühlen. Das Vorprodukt respektive die Bramme wird zum Weiterverarbeiten beispielsweise in einem Hubbalkenofen oder mittels anderen geeigneten Mitteln auf eine Temperatur wiedererwärmt.
Die Temperatur beim Vorwärmen und/oder beim Halten des Vorprodukts beträgt mindestens 1150°C, insbesondere mindestens 1200°C, um eine möglichst vollständige Auflösung eventuell vorhandener unerwünschter Ausscheidungen in Form von Karbiden/Karbonitriden und/oder Nitriden im Vorprodukt sicherzustellen. Die Temperatur zum Vorwärmen und/oder zum Halten sollte 1350°C nicht überschreiten, um ein partielles Aufschmelzen und/oder zu starke Verzunderung des Vorprodukts zu vermeiden. Aus ökologischen und ökonomischen Gründen wird die Temperatur zum Vorwärmen und/oder Halten insbesondere auf maximal 1275°C beschränkt.
Das Vorprodukt wird in einem oder mehreren Walzgerüsten (Warmwalzstaffel) mit einer Warm walzendtemperatur zwischen 850 und 980°C zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt warmgewalzt. Eine Warmwalzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflach produkts von mindestens 850°C, insbesondere mindestens 870°C wird gewählt, um den Umformwiderstand nicht zu stark ansteigen zu lassen. Um eine unerwünschte Grobkorn bildung zu vermeiden, wird die Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahl flachprodukts auf maximal 980°C beschränkt.
Das erhaltene warmgewalzte Stahlflachprodukt wird mit einer zwischen 20 und 400°C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine zwischen 400 und 700°C betragende Haspel temperatur abgekühlt. Die Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s ist erforderlich, um die Bildung von Perlit und Zementit und die Entstehung von groben Ausscheidungen, die in den späteren Prozessschritten nicht aufgelöst werden können, weitestgehend zu vermeiden. Eine über 400°C/s liegende Abkühlgeschwindigkeit ist technisch nicht realisierbar. Die Haspeltemperatur beträgt mindestens 400°C, insbesondere mindestens 410°C, um eine Martensitbildung zu verhindern und die Bildung eines Gefüges aus Bainit, bainitischem Ferrit und/oder Ferrit im warmgewalzten Stahlflachprodukt zu begünstigen. Martensit im Gefüge des warmgewalzten Stahlflachprodukts würde auf das Gefüge des kaltgewalzten und geglühten Stahlflachprodukts übertragen werden und wäre im Gefüge des kaltgewalzten Stahlflach produkts eine unerwünschte Phase. Außerdem wirkt sich der Martensit im Gefüge des warm gewalzten Stahlflachprodukts sowohl negativ auf die Kaltwalzbarkeit des warmgewalzten Stahlflachprodukts als auch die Isotropie des Gefüges des kaltgewalzten und geglühten Stahlflachprodukts aus. Um die Diffusion sauerstoffaffiner Legierungselemente zur Oberfläche während des Haspelvorgangs zu begrenzen, wird die Haspeltemperatur auf höchstens 700°C, insbesondere höchstens 660°C begrenzt. Bei einer Haspeltemperatur oberhalb von 700°C würden sich die Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen vergröbern, dadurch die gewünschte Ausscheidungsgröße im kaltgewalzten Stahlflachprodukt und folglich eine hohe Zugfestigkeit und ein hohes Lochaufweitungsverhältnis nicht erreicht werden. Bei warmge walzten Stahlflachprodukten, welche aus Ferrit und/oder bainitischem Ferrit verstärkt mit Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen bestehen, vgl. u. a. EP 1 228 665 Al und WO 2020/048599 Al, ist üblicherweise die Haspeltemperatur auf mindestens 550 - 600°C eingestellt, damit sich Ti-, Nb- und/oder V-haltige Karbide während der Abkühlung des gehaspelten Coils ausscheiden können. Bei einer niedrigeren Haspeltemperatur scheiden sich die Karbide nicht aus, so dass die erwünschten mechanischen Eigenschaften nicht erreicht werden können. In dem vorliegenden Fall spielt es keine Rolle, ob die Ausscheidungen bereits im warmgewalzten Stahlflachprodukt entstehen. In dem Fall, dass sich keine Ausscheidungen im warmgewalzten Stahlflachprodukt während der Abkühlung des Coils bilden, bilden sich diese beim späteren Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts. Somit können die erwünschten mechanisch-technologischen Eigenschaften auch durch das Haspeln bei einer Haspeltemperatur von mindestens 400°C, insbesondere mindestens 410°C, erzielt werden.
Das auf die Haspeltemperatur abgekühlte warmgewalzte Stahlflachprodukt wird zu einem Coil gehaspelt.
Optional kann das warmgewalzte Stahlflachprodukt vom Coil abgehaspelt werden und einem konventionellen Beizen zugeführt werden, entweder im Coil-to-Coil-Prozess, also Abhaspeln- Beizen-Haspeln, oder bevorzugt direkt vor dem Kaltwalzen, also Abhaspeln-Beizen-Kalt- walzen. Durch das Beizen kann auf dem warmgewalzten Flachprodukt vorhandener Zunder entfernt und/oder die Oberfläche des warmgewalzten Flachprodukts für die nächsten Schritte vorbereitet respektive aktiviert werden.
Das warmgewalzte Stahlflachprodukt (Warmband) kann eine Dicke zwischen 1,5 und 10 mm aufweisen.
Das warmgewalzte Flachprodukt wird vom Coil abgehaspelt und mit einem zwischen 5 und 70 % betragenden Kaltwalzgrad zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt. Das Kaltwalzen ist für eine hohe Oberflächenqualität und Maßtoleranz erforderlich, welche für den vorgesehenen Verwendungszweck des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei dünnwandigen Bauteilen (z.B. Rohkarosserie-Bauteile) notwendig ist. Jedoch führt das Kaltwalzen zu einer Kaltverfestigung, welche sich negativ auf die Duktilität und das Lochaufweitungsverhältnis des Stahls auswirkt. Außerdem ergibt das Kaltwalzen eine dominante Walztextur, welche zu einer prägnanten Anisotropie der mechanischen Eigenschaften und folglich einer Verringerung des Lochaufweitungsverhältnisses führt. Der Einfluss der Kaltverfestigung und Walztextur auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften kann nicht durch ein anschließendes Glühen vollständig erholt werden. Der Kaltwalzgrad KWG berechnet sich nach der Formel:
KWG = 100 * (LWB - LKB) / LWB wobei l_WB die Dicke des warmgewalzten Stahlflachprodukts (Warmband) und LKB die Dicke des kaltgewalzten Stahlflachprodukts (Kaltband) ist. Beim Kaltwalzen mit einem zu niedrigen Kaltwalzgrad werden die für die Zielanwendung erforderliche Oberflächenqualität und Maßtoleranz nicht erzielt. Aus diesem Grund beträgt der Kaltwalzgrad mindestens 5 %, insbesondere mindestens 10 %. Beim Kaltwalzen mit einem zu hohen Kaltwalzgrad sind die Einflüsse der Kaltverfestigung und der Walztextur so hoch, dass die erforderlichen mechanischtechnologischen Eigenschaften nicht erzielt werden können. Aus diesem Grund ist der Kaltwalzgrad auf höchstens 70 %, insbesondere höchstens 50 %, vorzugsweise höchstens 40 % begrenzt.
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird zu einem Coil gehaspelt.
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt (Kaltband) kann eine Dicke zwischen 0,5 und 4 mm aufweisen.
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird vom Coil abgehaspelt und im kontinuierlichen Durchlauf geglüht. Das Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts hat einen maßgeblichen Einfluss auf die Einstellung der mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts. Generell werden die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts von zwei Änderungen im Gefüge während des Glühens beeinflusst: einerseits die Rekristallisation der Ferrit- und/oder bainitischen Ferritkörner und andererseits die Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen. Die Rekristallisation und die Ausscheidungs- vergröberung haben gegensätzliche Wirkungen auf das Lochaufweitungsverhältnis. Die Rekristallisation des Gefüges ist erforderlich, um die durch das Kaltwalzen entstandene Verfestigung zumindest teilweise zu beheben, die sonst das Lochaufweitungsverhältnis beeinträchtigen und die Zugfestigkeit erhöhen würde. Die Rekristallisation erfolgt erst bei solch hohen Temperaturen, bei denen die Ausscheidungen sich ebenfalls prägnant ver gröbern können. Diese wirkt sich negativ sowohl auf das Lochaufweitungsverhältnis als auch auf der Zugfestigkeit aus. Daher sind die Kinetik der Rekristallisation und der Ver gröberungsprozess von entscheidender Bedeutung für eine gute Kombination der mechanischen Eigenschaften und des Lochaufweitungsverhältnisses. Das Glühen kann in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage oder in konven tioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage in einer Feuerbeschich tungsanlage erfolgen. Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird in einer ersten Stufe mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur zwischen 700 und 900°C aufgeheizt. Eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit von mindestens 0,5°C/s ist erforderlich, um eine übermäßige Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausschei dungen zu vermeiden; bei einer geringeren mittleren Aufheizgeschwindigkeit würden die gewünschte Ausscheidungsgröße und folglich die erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erzielt werden. Eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit von über 100°C/s ist technisch nicht realisierbar. In einer zweiten Stufe wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer Temperatur von 700 bis 900°C für eine Dauer zwischen 10 bis 1000s gehalten. Eine Temperatur von mindestens 700°C und eine Dauer von mindestens 10s ist für eine aus reichende Rekristallisation des Gefüges erforderlich. Bei einer Temperatur unter 700°C und einer Dauer unter 10s würde das Gefüge nicht ausreichend rekristallisieren. Eine aus reichende Rekristallisation ist erforderlich, um die aus dem Kaltwalzen erfolgende Kaltver festigung und Anisotropie zu minimieren. Diese wirken negativ auf die Duktilität und das Lochaufweitungsverhältnis des Stahls. Infolgedessen werden die erforderlichen mechanisch technologischen Eigenschaften durch das Glühen bei einer Temperatur von weniger als 700°C bzw. für weniger als 10s nicht erzielt. Eine Temperatur von mehr als 900°C und eine Dauer von mehr als 1000s würde wiederrum zu einer übermäßigen Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen und folglich zu einer Verschlechterung der mechanisch technologischen Eigenschaften führen. In einer dritten Stufe wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100 °C/s auf eine Temperatur von höchstens 600°C abgekühlt. In ähnlicher Weise wie die mittlere Aufheiz geschwindigkeit in der ersten Stufe, würde eine zu langsame mittlere Abkühlgeschwindigkeit zu einer übermäßigen Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen führen, so dass die gewünschte Ausscheidungsgröße und folglich die erforderlichen mechanisch technologischen Eigenschaften nicht erzielt werden können. Aus diesem Grund beträgt die mittlere Abkühlgeschwindigkeit mindestens 0,5°C/s. Eine mittlere Abkühlgeschwindigkeit von über 100°C/s ist technisch nicht realisierbar.
Optional kann das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in einer vierten Stufe bei einer Temperatur von höchstens 600°C für eine Dauer von höchstens 1000s gehalten werden. Eine Temperatur über 600°C und eine Dauer über 1000s dürfen nicht überschritten werden, um eine Ver gröberung Ausscheidungen zu vermeiden. Die Temperatur in der vierten Stufe kann mindes tens 200°C, insbesondere mindestens 300°C, vorzugsweise mindestens 350°C betragen. Die Dauer in der vierten Stufe kann mindestens 10s betragen. Nach der optionalen vierten Stufe wird in einer fünften Stufe das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer mittleren Abkühl geschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur von höchstens 100°C ab gekühlt.
Die optionale vierte Stufe kann alternativ entfallen und das kaltgewalzte Stahlfachprodukt kann optional noch in der dritten Stufe (ohne Halten bei einer bestimmten Temperatur für eine bestimmte Dauer) direkt bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur von höchstens 100°C abgekühlt werden.
Die „mittlere“ Aufheiz- oder Abkühlgeschwindigkeit so zu verstehen, dass diese der Differenz zwischen einer Ausgangstemperatur (Ist-Temperatur) und einer Zieltemperatur (Soll- Temperatur) in Relation für die benötigte Dauer zwischen Ausgangstemperatur und Erreichen der Zieltemperatur gebracht wird. In der Regel die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeit keine konstante Größe ist.
Erfolgt das Glühen in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage in einer Feuerbeschichtungsanlage kann das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Anschluss an die dritte oder optionale vierte Stufe mit einem metallischen Überzug, insbesondere mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug, durch das Eintauchen in ein Schmelzenbad feuer beschichtet werden. Die Badeintrittstemperatur ist dabei mindestens um 10°C niedriger und höchstens um 20°C höher als die Schmelzenbadtemperatur, um zu verhindern, dass sich die Schmelzenbadtemperatur durch den Eintrag des kaltgewalzten Stahlflachprodukts wesentlich verändert. An der Zusammensetzung des Metallüberzugs und damit einhergehend des Schmelzenbads, welches das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei seiner Feuerbeschichtung durchläuft, werden keine besonderen Anforderungen gestellt. So besteht insbesondere der Metallüberzug, insbe sondere der Korrosionsschutzüberzug in seinem Hauptanteil aus Zink (Zn) und kann im Übrigen in konventioneller Weise zusammengesetzt sein. Dementsprechend kann der Korrosionsschutzüberzug neben Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) von bis zu 20 % Fe, bis zu 5 % Mg und bis zu 10 % AI enthalten. Typischerweise sind dabei, soweit jeweils vorhanden, mindestens 5 % Fe, mindestens 1 % Mg und/oder mindestens 1 % AI vorgesehen, um optimale Gebrauchseigenschaften des Korrosionsschutzes zu erreichen. Optional kann sich an die Feuerbeschichtung eine weitere Wärmebehandlung („Galvan- nealing“) anschließen, bei der das feuerbeschichtete Stahlflachprodukt auf bis zu 550°C erwärmt wird, um die Zinkschicht einzubrennen. Entweder unmittelbar nach dem Austritt aus dem Schmelzenbad oder im Anschluss an die weitere Wärmebehandlung kann das erhaltene kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur von weniger als 100°C abgekühlt werden.
Das so erhaltene Stahlflachprodukt kann optional noch einem konventionellen Dressieren unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit zu optimieren. Der dabei eingestellte Dressiergrad beträgt typischerweise mindestens 0,1 % und höchstens 2,0 %, wobei ein Dressiergrad von mindestens 0,3 % und höchstens 1,0 % als besonders bevorzugt eingestellt wird. Ein Dressiergrad von weniger als 0,1 % würde zu einer zu niedrigeren Oberflächenrauheit bei einem optional mit einem Metallüberzug beschichteten kaltgewalzten Stahlflachprodukt führen, welche einen negativen Einfluss auf die Umform barkeit des Stahlflachprodukts hätte. Bei einem Dressiergrad von mehr als 2,0 % würden sowohl die mechanischen Eigenschaften (Streckgrenze und Bruchdehnung) als auch das Lochaufweitungsverhältnis negativ beeinflusst werden.
Die Legierungselemente der Schmelze respektive des Stahls (Stahlflachprodukts) sind wie folgt angegeben:
Kohlenstoff (C) wird hauptsächlich in den Ausscheidungen abgebunden. Die Konzentration des im Mischkristall gelösten C wird minimiert, um die Bildung von unerwünschten eisen basierten Phasen zu vermeiden. Ein Gehalt von mindestens 0,020 %, insbesondere mindestens 0,030 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,040 % ist erforderlich, um eine hohe Ausscheidungsdichte zu erreichen und so die geforderte Zugfestigkeit zu erreichen. Ein zu hoher Gehalt wiederum würde zur Bildung von unerwünschten Phasen wie Martensit, Bainit, Austenit, Restaustenit, Perlit und/oder Zementit im Gefüge führen, durch welche die Duktilität verringert und die Kantenrissempfindlichkeit erhöht werden würden. Daher ist der Gehalt auf höchstens 0,20 %, insbesondere höchstens 0,180 %, vorzugsweise höchstens 0,150 % beschränkt, wobei sich negative Einflüsse der Anwesenheit von C dadurch besonders sicher vermeiden lassen, wenn der Gehalt bevorzugt höchstens 0,120 % beträgt.
Mangan (Mn) ist ein Legierungselement, welches zur Mischkristallverfestigung des Materials beiträgt. Mn unterdrückt zudem die Bildung von Perlit und fördert auf diese Weise die Ent stehung von „Karbid“-Ausscheidungen mit den vorgesehenen Gehalten an Ti, V, und/oder Nb und Cr, Mo und/oder W. Aus diesem Grund ist ein Mn-Gehalt von mindestens 0,10 %, insbe sondere mindestens 0,20 %, vorzugsweise mindestens 0,40 % erforderlich. Ein zu hoher Gehalt wirkt sich allerdings negativ auf die Schweißbarkeit aus und erhöht das Risiko des Auftretens dominanter Seigerungen (chemische Inhomogenitäten im Gefüge, die während des Erstarrens entstehen). Daher ist die Obergrenze des Gehalts auf höchstens 3,00 % gesetzt, wobei geringere Gehalte von insbesondere höchstens 2,50 %, vorzugsweise höchstens 2,20 %, mögliche negative Auswirkungen der Anwesenheit von Mn vermeiden können.
Phosphor (P) zählt im weitesten Sinne zu einer Verunreinigung, welcher durch Eisenerz mit in den Stahl eingeschleppt wird und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden kann. Der Gehalt sollte so gering wie möglich eingestellt werden, wobei der Gehalt für eine prozesssichere Schweißbarkeit bei höchstens 0,020 %, insbesondere höchs tens 0,010 % liegen sollte.
Schwefel (S) zählt im weitesten Sinne ebenfalls zu einer Verunreinigung und muss daher auf einen Gehalt von höchstens 0,010 % eingestellt werden, um eine starke Neigung zur Seigerung und negative Beeinflussung der Umformbarkeit respektive Dehnung in Folge von übermäßiger Bildung von Sulfiden (FeS; MnS; (Mn, Fe)S) zu vermeiden, insbesondere höchstens 0,0050 %. In der Regel kann Calcium zur Entschwefelung und Einstellung der S- Gehalts in Abhängigkeit von Ca-Gehalt zulegiert werden.
Stickstoff (N) zählt ebenfalls zur herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigung. Sofern N vorhanden ist, bilden Ti, Nb und/oder V bei gleichzeitiger Anwesenheit von C vorzugsweise mit N Nitride bzw. Karbonitride. Deswegen ist in der Praxis unter den dort technisch und wirt schaftlich darstellbaren Bedingungen die Aufnahme von N in den Ausscheidungen unver- meidbar. Grundsätzlich sind aber möglichst geringe Gehalte anzustreben, da N-dominierte Karbonitride oft sehr grob und eckig sind, weshalb sie nicht zur Verfestigung beitragen, sondern als Rissinitiatoren wirken. Um die Bildung von N-dominierten Karbonitriden zu ver meiden, ist der Gehalt auf höchstens 0,010 %, insbesondere höchstens 0,0050 % zu beschränken.
Titan (Ti), Niob (Nb) und Vanadium (V) gelten als Mikrolegierungselemente und werden entweder einzeln oder in Kombination (Ti und Nb; oder Ti und V; oder Nb und V; oder Ti, Nb und V) zulegiert. Die Mikrolegierungselemente sind für die Bildung der „Karbid“-Aus- scheidungen wesentlich. Die benötigte Dichte der Ausscheidungen kann dadurch erreicht werden, wenn mindestens eines der Mikrolegierungselemente aus der Gruppe (Ti, Nb, V) mit einem Gehalt von jeweils mindestens 0,040 % zulegiert wird. Außerdem muss die Bedingung a) mit 0,04 % <= x <= 0,3 % erfüllt sein, wobei sich x durch die Formel x = Ti + V/1,06 + Nb/1,94 [in Gew.-%] berechnen lässt. Bei zu niedrigen Gehalten von Ti, Nb und/oder V, welche einen Wert von x unter 0,04 % ergeben würde, wäre die erforderlichen Dichte der Ausscheidungen und folglich die erforderliche Zugfestigkeit nicht erreicht, x beträgt daher mindestens 0,04 Gew.-% und kann insbesondere mindestens 0,05 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,07 Gew.-% betragen. Um negative Auswirkungen zu hoher Gehalte an Mikrolegierungselementen zu vermeiden, ist x auf maximal 0,3 Gew.-% beschränkt. Auf diese Weise wird vermieden, dass beispielweise bei Vorhandensein von Nb erhöhte Nb-Gehalte zu Rissbildungen beim (Strang-)Gießen oder bei der Brammenabkühlung und/oder -vorwärmen führen. Gleichzeitig wird für die angestrebten Festigkeiten nur ein bestimmter Gehalt an Mikrolegierungselementen benötigt. Wird dieser überschritten, erfolgt nur noch eine geringfügige weitere Festigkeitssteigerung. Zudem sinken die mittleren Diffusionsabstände, wodurch die Gefahr der Bildung unerwünscht großer Ausscheidungen steigt. Aus diesen Gründen werden Gehalte an Ti, Nb und/oder V bevorzugt so zulegiert, dass x insbesondere höchstens 0,2 Gew.-% beträgt. Bei der Einstellung bzw. Zulegieren der Mikrolegierungs elemente muss beachtet werden, dass die Bedingungen c) und d) weiterhin erfüllt sind.
Chrom (Cr), Molybdän (Mo) und/oder Wolfram (W) werden entweder einzeln oder in Kombination (Cr und Mo; oder Cr und W; oder Mo und W; oder Cr, Mo und W) zulegiert. Die Anwesenheit von Chrom (Cr), Molybdän (Mo) und/oder Wolfram (W) ist von entscheidender Bedeutung für die Entstehung und/oder Ausbildung der „Karbid“-Ausscheidungen. Cr, Mo und/oder W sind für die Verlangsamung bzw. Verhinderung der Vergröberung der Karbide während des Glühens bei hohen Temperaturen erforderlich. Um diesen Effekt zu erzielen, muss mindestens eines der Legierungselemente aus der Gruppe (Cr, Mo, W) mit einem Gehalt von jeweils mindestens 0,050 % zulegiert werden. Außerdem muss die Bedingung b) mit 0,05 % <= y <= 1,5 % erfüllt sein, wobei sich y durch die Formel y = Cr + Mo/1,85 + W/3,54 [in Gew.-%] berechnen lässt. Bei zu niedrigen Gehalten von Cr, Mo und/oder W werden sich die „Karbid“-Ausscheidungen bei hohen Temperaturen vergröbern. Somit werden die gewünschten Ausscheidungsgrößen im kaltgewalzten Stahlflachprodukt und folglich die angestrebten mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erreicht, y beträgt daher mindestens 0,05 Gew.-% und kann insbesondere mindestens 0,08 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,10 Gew.-% betragen. Für die angestrebten mechanisch-technologischen Eigenschaften wird daher nur ein bestimmter Gehalt an Cr, Mo und/oder W benötigt. Wird dieser überschritten, erfolgt nur noch eine geringfügige weitere Steigerung der Zugfestigkeit bzw. des Lochaufweitungsverhältnisses. Außerdem steigt die Gefahr, dass sich unerwünschte Phasen bilden, welche die mechanisch-technologischen Eigenschaften beeinträchtigen können. Ein Überschuss von Cr würde eine unerwünschte ausgeprägte Korngrenzenoxidation bewirken. Mo und W zählen zu den teuersten Legierungselementen, daher sind hohe Gehalte an Mo und W aus wirtschaftlichen Gründen zu vermeiden. Aus diesen Gründen werden die Gehalte an Cr, Mo und/oder W derart zulegiert, dass y auf höchstens 1,5 Gew.-%, insbe sondere höchstens 1,2 Gew.-%, vorzugsweise höchstens 1,0 Gew.-% beschränkt ist. Ferner müssen die Gehalte an Cr, Mo und W derart zulegiert werden, dass auch die Bedingung c) erfüllt ist und der Wert z mindestens 0,5, insbesondere mindestens 0,7, vorzugsweise mindestens 0,8 beträgt. Ein entsprechender z-Wert kann gewährleisten, dass eine aus reichende Konzentration von Cr, Mo und/oder W in Bezug auf die vorhandene Konzentration von Ti, Nb und/oder V vorliegt. Im Fall, dass z kleiner 0,5 ist, reichert sich eine unzureichende Menge an Cr, Mo und/oder W in den „Karbid“-Ausscheidungen an. Infolgedessen wird die Vergröberung der „Karbid“-Ausscheidungen nicht verhindert bzw. verlangsamt, so dass die gewünschte Ausscheidungsgröße und folglich die angestrebten mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erreicht werden.
Zu beachten ist dabei, dass der C-Gehalt im Rahmen der hier vorgegebenen Spannen so zulegiert wird, dass die vorgeschriebene Bedingung d) erfüllt ist. Konkret werden die Gehalte der die Bedingung d) bestimmenden Legierungselemente innerhalb der jeweils zu diesen Legierungselementen vorgegebenen Spannen so eingestellt, dass weiterhin gilt: 0,3 <= zz <= 1,0, wobei d) insbesondere auf 0,35 <= zz <= 0,8, vorzugsweise 0,4 <= zz <= 0,7 einge schränkt werden kann und sich als besonders günstig im Hinblick auf die angestrebten Eigen schaften herausgestellt hat, insbesondere um zu gewährleisten, dass die die Bedingung d) bestimmenden Legierungselemente (mindestens eine aus der Gruppe (Ti, Nb, V) sowie C und N) in den „Karbid“-Ausscheidungen abgebunden sind. Aus einem zu hohen Gehalt an C bzw. N würde sich ein zz < 0,3 ergeben, wobei ein Überschuss an C zur überschüssigen Bildung von unerwünschten Phasen wie Martensit, Bainit, Austenit, Restaustenit, Perlit und/oder Zementit führen würde, welche sich negativ auf das Lochaufweitungsverhältnis auswirken würden. Ein zu hoher Gehalt an N würde zur Bildung von groben N-dominierten Karbonitriden führen, welche sich ebenfalls negativ auf das Lochaufweitungsverhältnis auswirken würden. Bei zz > 1,0 ist der Gehalt in Summe von Ti, Nb und V zu hoch. Ein Überschuss in Summe von Ti, Nb und V trägt in jedem Fall nicht zur weiteren Festigkeitssteigerung bei, sondern erhöht das Risiko der Bildung von unerwünschten Ausscheidungen, welche sich negativ auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften auswirken.
Das Stahlflachprodukt kann optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Si, AI, Ca, B, Cu, Ni, Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, 0, H) enthalten.
Silizium (Si) kann als optionales Legierungselement zur Unterdrückung der Entstehung von Perlit im Gefüge zulegiert werden. Um diese Wirkung von Si zu erzielen, ist ein Gehalt von mindestens 0,050 % erforderlich. Zu hohe Gehalte an Si würden die Oberflächenqualität des Stahls beeinträchtigen. Daher ist der Gehalt auf höchstens 1,50 % beschränkt, wobei sich Gehalte von insbesondere höchstens 1,00 %, vorzugsweise höchstens 0,70 % im Hinblick auf die Vermeidung negativer Einflüsse der Anwesenheit von Si als besonders günstig erweisen und zudem ein optionales späteres Stückverzinken des aus dem kaltgewalzten Stahlflach produkt erzeugten Bauteils ermöglichen. Wenn besondere Anforderungen an die Stück verzinkungsfähigkeit vorliegen, kann bevorzugt auf ein Si-Zulegieren verzichtet und ein maximaler Gehalt von 0,03 % zugelassen werden. Gehalte bis zu 1,50 % können auch zur Mischkristallverfestigung beitragen, so dass höhere Gehalte durchaus auch höhere Gehalte, beispielsweise größer als 0,70 % zulegiert werden können, wenn geringere Anforderungen an die Oberflächenqualität und/oder Stückverzinkungsfähigkeit gestellt werden. Bei Gehalten, die oberhalb von 1,50 % liegen, wird die Walzbarkeit des Stahls zu sehr negativ beeinflusst und es kann bei der Walzbearbeitung zu Aufwachsungen auf den Walzen in der Kaltwalzstaffel bzw. im Kaltwalzgerüst kommen.
Aluminium (AI) kann als optionales Legierungselement zur Unterdrückung von Perlit zulegiert werden. Weil AI üblicherweise zur Desoxidation der Schmelze verwendet wird, ist bei üblicher Erzeugung eines Stahls ein Gehalt von mindestens 0,010 % unvermeidbar. Ein zu hoher Gehalt kann sich jedoch negativ auf die Gießbarkeit auswirken. Daher wird die Obergrenze auf höchstens 1,50 %, insbesondere höchstens 1,00 %, vorzugsweise höchstens 0,70 % beschränkt.
Kalzium (Ca), Bor (B), Kupfer (Cu), Nickel (Ni), Zinn (Sn), Arsen (As), Kobalt (Co), Zirkon (Zr), Lanthan (La), Cer (Ce), Neodym (Nd), Praseodym (Pr), Sauerstoff (0) und Wasserstoff (H) sind wie alle anderen hier nicht explizit angeführten denkbaren Legierungselemente den herstellungstechnisch unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen, die als Bestandteile des Ausgangsmaterials aus dem der Stahl erzeugt wird, oder prozessbedingt beim Stahlerschmelzen und Verarbeiten in den Stahl gelangen können. Die Gehalte dieser Elemente sind so gering zu halten, dass sie keine technische Wirkung in Bezug auf die Eigenschaften des hier zugrundeliegenden Stahls haben.
Ca wird bei der Stahlerzeugung üblicherweise der Schmelze sowohl zur Desoxidation und Entschwefelung als auch zur Verbesserung der Gießbarkeit hinzugegeben. Ein zu hoher Gehalt kann zur Bildung von unerwünschten Einschlüssen führen, welche sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften und die Walzbarkeit auswirken. Daher ist die Obergrenze auf höchstens 0,0050 %, insbesondere höchstens 0,0020 % eingeschränkt.
Karbide bilden sich im kaltgewalzten Stahlflachprodukt an sich bewegenden Phasengrenzen. Die Bewegung von Phasengrenzen kann durch an ihnen segregiertes B gebremst werden. Dadurch kann die Bildung von Karbiden verhindert werden. Um diesen Effekt zu vermeiden, wird der Gehalt von B auf höchstens 0,0010 %, insbesondere höchstens 0,0006 %, vorzugs weise höchstens 0,0004 % beschränkt.
Cu kann sich in Form grober Partikel ausscheiden, welche sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften auswirken. Außerdem hat Cu einen negativen Einfluss auf die Gießbarkeit. Um jeden Einfluss von Cu zu vermeiden, ist der Gehalt auf höchstens 0,10 % beschränkt.
Auch Ni, Sn, As, Co, Zr, sowie Seltene Erden wie La, Ce, Nd und Pr, sind optionale Legierungselemente und werden nicht benötigt und gelten im Fall, dass sie dennoch nachweisbar sind, zu den unvermeidbaren Verunreinigungen. Dementsprechend ist der Ni- Gehalt auf höchstens 0,10 %; der Sn-Gehalt auf höchstens 0,050 %; der As-Gehalt auf höchstens 0,020 %; der Co-Gehalt auf höchstens 0,020 %; der Zr-Gehalt auf höchstens 0,0002 %; der La-Gehalt auf höchstens 0,0002 %; der Ce-Gehalt auf höchstens 0,0002 %; der Nd-Gehalt auf höchstens 0,0002 %; der Pr-Gehalt auf höchstens 0,0002 % beschränkt.
0 ist ebenso unerwünscht in der Schmelze respektive im Stahl, da sich eine Oxidbelegung sowohl auf die mechanischen Eigenschaften als auch auf die Gieß- und Walzbarkeit negativ auswirken würde. Der höchstens zulässige Gehalt wird daher auf höchstens 0,0050 %, insbe sondere höchstens 0,0020 % festgesetzt.
H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbe sondere in hochfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Der Gehalt sollte daher so gering wie möglich sein, in jedem Fall höchstens 0,0010 %, insbesondere höchstens 0,0006 %, vorzugsweise höchstens 0,0004 %, wobei Gehalte von bevorzugt höchstens 0,0002 % angestrebt werden.
Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Diese sind in den Tabellen 1 bis 4 zusammengefasst. Tabelle 1 zeigt sowohl die chemischen Zusam mensetzungen als auch die Werte x, y, z und zz der Ausführungsbeispiele. Die Vorgaben bezogen auf das Warm- und Kaltwalzen sowie das Glühen und die optionale Feuer beschichtung sind in Tabelle 2 und 3 angegeben. Tabelle 4 zeigt sowohl die mechanisch technologischen Eigenschaften als auch Gefügezusammensetzung der Ausführungsbeispiele.
Zur Erprobung der Erfindung sind die entsprechend den in Tabelle 1 angegeben Zusammen setzungen legierten Schmelzen A - BP erzeugt und zu Brammen vergossen worden. Die nicht erfindungsgemäßen Schmelzen und ihre von den Vorgaben in den vorgenannten Spannen abweichenden Gehalte an bestimmten Legierungselemente sind in Tabelle 1 durch Unter streichung hervorgehoben. Gehalte an einem Legierungselement, die so gering waren, dass sie im technischen Sinne „0“, das heißt so gering waren, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls haben, sind in Tabelle 1 durch den Eintrag bezeichnet.
Die aus den Stählen A - BP erzeugten Brammen sind in einem Vorwärmofen, in dem eine Temperatur („VWO“) herrschte, durcherwärmt worden. Anschließend sind die vorerwärmten Brammen in konventioneller Weise zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt warmgewalzt worden. Das jeweils erhaltene warmgewalzte Stahlflachprodukt hat die Warmwalzstaffel mit einer Warmwalzendtemperatur („WET“) verlassen und ist anschließend mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit („AKR“) auf eine Haspeltemperatur („HT“) abgekühlt worden, bei der sie jeweils zu einem Coil gehaspelt worden sind. Nach der Abkühlung im Coil auf Raum temperatur ist das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise gebeizt worden und anschließend mit einem Kaltwalzgrad („KWG“) in konventioneller Weise zu einem kalt gewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt worden.
Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung ist bei der Erzeugung der kaltgewalzten Stahlflach produkte jeweils eine der in Tabelle 2 angegebenen Kombinationen I - XII von VWO, WET, AKR, HT und KWG gewählt worden. Die nicht erfindungsgemäßen Kombinationen aus I - XII und die Vorgaben, die jeweils nicht den Maßgaben der Erfindung entsprachen, sind in Tabelle 2 durch Unterstreichung hervorgehoben.
Nach dem Kaltwalzen ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage oder in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage in einer Feuerbeschichtungsanlage geglüht worden. Die Route in der Feuerbeschichtungsanalage ist durch das Beschichten mit einem Metallüberzug in den Ausführungsbeispielen kenntlich gemacht mit X in („Zn“). Das Glühen erfolgt in mehreren Stufen. In der ersten Stufe ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer mittleren Aufheiz geschwindigkeit („HR“) auf eine Temperatur („HT1“) aufgeheizt worden, bei der es für eine Dauer („HZ1“) gehalten worden ist. Anschließend ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit („KR1“) auf einer Temperatur („HT2“) abgekühlt worden, bei der es für eine Dauer („HZ2“) gehalten worden ist. Im Anschluss nach der Dauer („HZ2“) ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt optional mit einem Zn-basierte Korrosions schutzüberzug durch das Eintauchen in einem Schmelzenbad beschichtet worden. Entweder unmittelbar nach Ende der Dauer („HZ2“) oder nach dem Austritt aus dem Schmelzenbad ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit („KR2“) auf Raumtemperatur abgekühlt worden.
In einer alternativen Fahrweise ist das kaltgewalzte Stahlfachprodukt nach dem Halten bei einer Temperatur („HT1“) für eine Dauer („HZ1“) direkt mit einer mittleren Abkühl geschwindigkeit („KR1“) und ohne Halten bei einer Temperatur („HT2“) für eine Dauer („HZ2“) auf eine Temperatur von höchstens 100°C, vorzugsweise auf Raumtemperatur abge kühlt worden. Das so erzeugte kaltgewalzte Stahlflachprodukt ist optional mit einem Dressiergrad („DG“) dressiert worden.
In den Ausführungsbeispielen erfolgt das Glühen und optionale Feuerbeschichten nach einer der in Tabelle 3 angegebenen Kombinationen a - j von HR, HT 1 , HZ1 , KR1, HZ2, KR2 und DG. Für die Kombinationen a - j ist ebenfalls angegeben, ob das kaltgewalzte Stahlflach produkt mit einem Zn-basierten Korrosionsüberzug beschichtet worden ist. Die nicht erfindungsgemäßen Kombinationen aus a - j und die Vorgaben, die jeweils nicht den Maß gaben der Erfindung entsprachen, sind in Tabelle 3 durch Unterstreichung hervorgehoben.
An den so erzeugten Stahlflachprodukten sind sowohl die mechanisch-technologischen Eigen schaften als auch Gefügezusammensetzung ermittelt worden. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen Zugfestigkeit Rm, obere Streckgrenze ReH, untere Streckgrenze ReL, Bruch dehnung A50, Lochaufweitungsverhältnis l, das Produkt Rm * l, der mittlere Ausscheidungs durchmesser DM der „Karbid“-Ausscheidungen und der Ferritanteil F des Gefüges, sind in Tabelle 4 zusammengefasst, in welcher für die auf Basis der kaltgewalzten Stahlflachprodukte Al - BPI erzeugten Stahlflachprodukte zusätzlich angegeben ist, aus welchem der Stähle A - BP das Stahlsubstrat des jeweiligen Stahlflachprodukts bestand (Spalte „Analyse“), welche der Kombinationen I - XII der Warmbanderzeugung (Spalte „Walzen“) und welche der Varianten a - j der Glühbehandlung und des Schmelzenauftrags das jeweilige Stahlsubstrat durchlaufen hat (Spalte „Glühen“). Insbesondere bestand der Rest des jeweiligen Gefüges je nach Ferritanteil, und falls vorhanden, Martensit, Bainit, Austenit, Restaustenit, Perlit und/oder Zementit sowie unvermeidbare Gefügebestandteile, wonach nicht gezielt in den Unter suchungen geschaut worden ist und daher in der Tabelle 4 auch nicht weiter ausgeführt worden ist.
Beispiel Al ist ein Referenzbeispiel, welches aus einem Stahl mit der chemischen Zusammensetzung A besteht, und nach Walzvorgabe I und Glühvorgabe a erzeugt worden ist. Diese ergab eine optimale Kombination von mechanisch-technologischen Eigenschaften und Gefügezusammensetzung.
Beispiele A2 - A4 sind vergleichbar mit Beispiel Al, außer dass die Warmwalzbedingungen von den erfindungsgemäß erforderlichen Vorgaben abweichen. In diesem Sinne dienen sie als Gegenbeispiele. Bei Beispiel A2 wurde die Bramme mit einer zu niedrigen Temperatur VWO erwärmt, so dass die Bramme nicht vollständig homogenisiert wurde. Infolgedessen wirkten sich die Legierungselemente und die Herstellungsverfahren auf die mechanischen Eigen schaften nicht aus. Bei Beispiel A3 wurde eine zu niedrige Walzendtemperatur WET eingestellt, so dass die angestrebte Isotropie des Materials durch Effekte des thermo mechanischen Walzens verloren ging. Bei Beispiel A4 wurde das warmgewalzte Stahlflach produkt mit einer zu niedrigen mittleren Abkühlgeschwindigkeit AKR abgekühlt, so dass grobe „Karbid“-Ausscheidungen vor dem Haspeln gebildet worden sind. Infolgedessen konnten die gewünschte Ausscheidungsgröße und folglich die erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erzielt werden.
Die chemischen Analysen B - AW sind Variationen der Analyse A, wobei Ti durch verschiedene Kombinationen von Ti, Nb und V ersetzt wurde und Cr durch verschiedene Kombinationen von Cr, Mo und W ersetzt wurde. Für alle Analysen B - AW wurden sowohl andere Legierungsbestandteile als auch die Werte x, y, z und zz jeweils gleich wie bei der Analyse A behalten. Die daraus erzeugten Beispiele Bl - AW1 wurden mit den gleichen Prozessbedingungen wie Beispiel Al durchprozessiert. Dies ergab mechanisch-techno logische Eigenschaften auf dem gleichen Niveau wie Beispiel Al .
Die Beispiele AX1 - BAI sind Gegenbeispiele, die ebenfalls auf dem Beispiel Al basieren. Bei Beispiel AX1 ist der Wert x und folglich der Wert zz zu niedrig. In Beispiel AY1 ist der Wert y und folglich der Wert z zu niedrig. Beispiel AZ1 hat einen zu niedrigen Gehalt an C und folglich einen zu hohen Wert zz. Im Gegensatz dazu hat Beispiel BAI einen zu hohen Gehalt an C und folglich einen zu niedrigen Wert zz. Die Beispiel AX1 - BAI sind mit den gleichen Prozessbedingungen wie Beispiel Al erzeugt, haben jedoch in Folge der abweichenden chemischen Analysen mechanisch-technologische Eigenschaften außerhalb des Zielbereichs.
Der Stahl BB ist ein niedriglegiertes Konzept mit einem sehr niedrigen Gehalt an Verun reinigungen, welches mit einer hohen VWO, WET, AKR und HT und einem besonders hohen KWG prozessiert wurde. Trotz des niedrigeren Legierungskonzepts ergab dieses ein sehr hohes Produkt Rm * l.
Die Stähle BC und BD sind relativ niedrig legierte Konzepte, die sich nur durch ihre C-Gehalte und folglich in den Werten zz unterscheiden. Anhand des Stahls BC wurde in den Beispielen BC1 - BC4 der Einfluss des Kaltwalzgrads KWG untersucht. Dadurch wurde gezeigt, dass mit abnehmendem KWG die Rm ab- und l zunimmt. Der Stahl BD hat einen etwas höheren Gehalt an C und folglich einen niedrigeren Wert zz im Vergleich zum Stahl BC. Dies ergab eine erhöhte Rm und ein reduziertes l im Vergleich zu Beispiel BC1 bei den gleichen Prozess bedingungen.
Die Stähle BE - BG unterscheiden sich durch ihre Cr-Gehalte. Der Stahl BE wurde in den Beispielen BEI - BE4 benutzt, um den Einfluss der Temperatur HT1 zu untersuchen. Dies zeigt, dass mit abnehmender HT1 die Rm zu- und das l abnimmt. Im Gegenbeispiel BE4 wurde eine zu niedrige HT1 eingestellt. Dies führte zu einem zu niedrigen l. Der Stahl BF hat im Vergleich zum Stahl BE einen niedrigeren Cr-Gehalt und folglich einen niedrigeren Wert y und einen niedrigeren Wert z. Diese wurden in den Beispielen BF1 - BF3 benutzt, um den Einfluss der Haspeltemperatur HT zu untersuchen. Dies zeigt, dass mit steigender HT die Rm und das l abnehmen. Im Gegenbeispiel BF3 wurde eine zu hohe HT eingestellt. Dies führte zu einem zu niedrigen Produkt Rm * l. Der Stahl BG hat im Vergleich zu den Stählen BE und BF noch niedrigere Werte y und z. Das daraus erzeugte Beispiel BG1 wurde mit den gleichen Prozessbedingungen wie in den Beispielen BEI und BF1 erzeugt. Die niedrigeren Werte y und z führten zu einem etwas niedrigeren Rm * l; dieses lag jedoch im Zielbereich.
Die Stähle BH und Bl sind mittelfeste Varianten, welche höhere Gehalte an AI bzw. Si haben. Diese wurden in den Beispielen BH1 - BI3 benutzt, um den Einfluss der Dauer HZ1 zu untersuchen. Es wurde gezeigt, dass die Rm und die l mit zunehmender HZ1 abnehmen. Infolgedessen haben die Beispiele BH3 und BI3 jeweils ein niedriges Produkt Rm * l, lagen jedoch im Zielbereich. Des Weiteren wurden die Beispiele BH3 bis BI3 ohne Beschichtung mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug erzeugt.
Der Stähle BJ und BK sind höherfeste Varianten, die noch höhere Gehalte an AI bzw. Si haben. Diese wurden in den Beispielen BJ1 - BK2 mit einer erhöhten HT1 von 875°C oder 925°C geglüht. Das Glühen bei 925°C führte zu einer Verschlechterung der mechanisch technologischen Eigenschaften im Vergleich zu den bei 875°C geglühten Beispielen. Die bei 925°C geglühten Beispiele BJ2 und BK2 dienen hier daher nur als Gegenbeispiele.
Die Stähle BL und BM sind höchstfeste Varianten, die Aufgrund ihrer hohen Gehalte an Si bzw. AI ohne Beschichtung mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug und ohne optionale vierte Stufe während des Glühens (Halten für eine Dauer HZ2 von höchstens 1000s bei einer Temperatur HT2 von höchstens 600°C) geglüht wurden. Diese zeigen, dass eine sehr hohe l bei einer sehr hohe Rm erreicht werden kann, sofern die erforderlichen Vorgaben eingehalten sind. Der Stahl BN ist ähnlich wie der Stahl BL, abgesehen von einem zu hohen C-Gehalt. Das daraus erzeugte Beispiel BN1 wurde mit den gleichen Prozessbedingungen wie das Beispiel BL1 erzeugt. Aufgrund des Überschusses an C, enthielt Beispiel BN1 einen zu niedrigen Anteil von Ferrit. Dies führte zu einer auffälligen Verschlechterung der mechanisch technologischen Eigenschaften. Daher dient Beispiel BN1 als Gegenbeispiel.
Der Stahl BO vergleichbar mit dem Referenzbeispiel A, hat jedoch höhere aber noch akzeptable Gehalte an P, S, N und Cu. Die daraus resultierenden mechanisch-techno logischen Eigenschaften waren im Vergleich zu Beispiel Al, welches mit den gleichen Prozessbedingungen erzeugt wurde, schlechter aber noch innerhalb des Zielbereichs. Der Stahl BP hat zu hohe Gehalte an P, S, N und Cu. Infolgedessen lagen die l und das Produkt Rm * l des Beispiels BPI, welches ebenfalls mit den gleichen Prozessbedingungen wie Al und BOI erzeugt wurde, außerhalb des Zielbereichs.
Tabelle 1: Chemische Analyse der Ausführungsbeispiele, Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen
Tabelle 2: Prozessbedingungen der Ausführungsbeispiele mit Bezug auf das Warm- und
Kaltwalzen
Tabelle 3: Prozessbedingungen der Ausführungsbeispiele mit Bezug auf das Glühen und der optionalen Feuerbeschichtung
Tabelle 4: Mechanisch-technologische Eigenschaften und Gefügezusammensetzung der
Ausführungsbeispiele

Claims

1/6 Patentansprüche
1. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem ferritischen Grundgefüge, einer Zugfestigkeit Rm von mindestens 550 MPa, einer Bruchdehnung A50 von mindestens 9 %, beide ermittelt nach DIN EN ISO 6892-1:2017, und einem Lochaufweitungsverhältnis l von mindestens 40 %, ermittelt nach DIN EN ISO 16630:2017, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,020 bis 0,20 %,
Mn: 0,10 bis 3,00 %,
P: bis 0,020 %,
S: bis 0,010 %,
N: bis 0,010 %, mit mindestens einem oder mehreren Mikrolegierungselementen aus der Gruppe (Ti, Nb, V):
Ti: mindestens 0,040 %,
Nb: mindestens 0,040 %,
V: mindestens 0,040 %, wobei für die Legierungselemente Ti, Nb und V die Bedingung a) 0,04 % <= x <= 0,3 % mit x = Ti + V/1,06 + Nb/1,94 [in Gew.-%] erfüllt ist, mit mindestens einem oder mehreren Legierungselementen aus der Gruppe (Cr, Mo, W):
Cr: mindestens 0,050 %,
Mo: mindestens 0,050 %,
W: mindestens 0,050 %, wobei für die Legierungselemente Cr, Mo und W die Bedingung b) 0,05 % <= y <= 1,5 % mit y = Cr + Mo/1,85 + W/3,54 [in Gew.-%] erfüllt ist, wobei für die Legierungselemente C, N, Ti, Nb, V, Cr, Mo und W weiterhin die Be dingungen 2/6 c) z >= 0,5 mit z = 0,921 * y/x und d) 0,3 <= zz <= 1,0 mit zz = 0,25 * y/(C + 0,86 * N), erfüllt sind, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Si, AI, Ca, B, Cu, Ni, Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, 0, H) mit
Si: bis 1,50 %,
AI: bis 1,50 %,
Ca: bis 0,0050 %,
B: bis 0,0010 %,
Cu: bis 0,10 %,
Ni: bis 0,10 %,
Sn: bis 0,050 %,
As: bis 0,020 %,
Co: bis 0,020 %,
Zr: bis 0,0002 %,
La: bis 0,0002 %,
Ce: bis 0,0002 %,
Nd: bis 0,0002 %,
Pr: bis 0,0002 %,
0: bis 0,0050 %,
H: bis 0,0010 %, besteht, wobei im ferritischen Grundgefüge Karbid-Ausscheidungen auf Basis von Ti,
Nb und/oder V eingebettet sind und die Karbid-Ausscheidungen einen mittleren Aus scheidungsdurchmesser von höchstens 10 nm aufweisen, wobei die Summe der Gehalte an Ti, Nb und V (jeweils in Atom.-%) bezogen auf die chemische Analyse der Ausscheidungen mindestens 20 Atom.-% und die Summe der Gehalte an Cr, Mo und W (jeweils in Atom.-%) bezogen auf die chemische Analyse der Ausscheidungen mindes tens 2,5 Atom.-% betragen.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, wobei die Zugfestigkeit Rm mindestens 650 MPa beträgt. 3/6
3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Bruchdehnung A50 mindestens 12 % beträgt.
4. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei das Lochaufwei tungsverhältnis l mindestens 60 % beträgt.
5. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei das Produkt aus Zugfestigkeit Rm und Lochaufweitungsverhältnis l mindestens 30.000 MPa*% erreicht.
6. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt einen Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug aufweist.
7. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt dressiert ist.
8. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem ferritischen Grundgefüge und im ferritischen Grundgefüge eingebetteten Karbid-Ausscheidungen auf Basis von Ti, Nb und/oder V umfassend die Schritte: a) Erschmelzen eines Stahls bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreini gungen (in Gew.-%) aus
C: 0,020 bis 0,20 %,
Mn: 0,10 bis 3,00 %,
P: bis 0,020 %,
S: bis 0,010 %,
N: bis 0,010 %, mit mindestens einem oder mehreren Mikrolegierungselementen aus der Gruppe (Ti, Nb, V):
Ti: mindestens 0,040 %,
Nb: mindestens 0,040 %,
V: mindestens 0,040 %, wobei für die Legierungselemente Ti, Nb und V die Bedingung a) 0,04 % <= x <= 0,3 % mit x = Ti + V/1,06 + Nb/1,94 [in Gew.-%] erfüllt ist, 4/6 mit mindestens einem oder mehreren Legierungselementen aus der Gruppe (Cr, Mo, W):
Cr: mindestens 0,050 %,
Mo: mindestens 0,050 %,
W: mindestens 0,050 %, wobei für die Legierungselemente Cr, Mo und W die Bedingung b) 0,05 % <= y <= 1,5 % mit y = Cr + Mo/1,85 + W/3,54 [in Gew.-%] erfüllt ist, wobei für die Legierungselemente C, N, Ti, Nb, V, Cr, Mo und W weiterhin die Bedingungen c) z >= 0,5 mit z = 0,921 * y/x und d) 0,3 <= zz <= 1,0 mit zz = 0,25 * y/(C + 0,86 * N), erfüllt sind, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Si, AI, Ca, B, Cu, Ni, Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, 0, H) mit
Si: bis 1,50 %,
AI: bis 1,50 %,
Ca: bis 0,0050 %,
B: bis 0,0010 %,
Cu: bis 0,10 %,
Ni: bis 0,10 %,
Sn: bis 0,050 %,
As: bis 0,020 %,
Co: bis 0,020 %,
Zr: bis 0,0002 %,
La: bis 0,0002 %,
Ce: bis 0,0002 %,
Nd: bis 0,0002 %,
Pr: bis 0,0002 %,
0: bis 0,0050 %,
H: bis 0,0010 %, 5/6 b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt; c) Vorwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vor produkts bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1350°C; d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mit einer Warmwalzendtemperatur zwischen 850 und 980°C; e) Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer zwischen 20 und 400°C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine zwischen 400 und 700°C betragende Haspeltemperatur; f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten warmgewalzten Stahlflach produkts zu einem Coil; g) Abhaspeln des Coils und Kaltwalzen mit einem zwischen 5 und 70 % betragen den Kaltwalzgrad zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt; h) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; i) Abhaspeln des Coils und Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts im kontinuierlichen Durchlauf umfassend die Schritte:
11) Aufheizen mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur zwischen 700 und 900°C und Halten bei 700 bis 900°C für eine Dauer zwischen 10 und 1000s;
12) Abkühlen mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur von höchstens 600°C und optional Halten bei dieser Temperatur für eine Dauer von höchstens 1000s; j) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil.
9. Verfahren nach Anspruch 8, wobei das warmgewalzte Stahlflachprodukt zwischen den Schritten f) und g) gebeizt wird.
10. Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, wobei nach Schritt i2) das kaltgewalzte Stahl flachprodukt mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug feuerbeschichtet wird.
11. Verfahren nach Anspruch 10, wobei das feuerbeschichtete Stahlflachprodukt auf eine Temperatur bis zu 550°C erwärmt wird. 6/6
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 11, wobei das kaltgewalzte Stahlflach produkt mit einem Dressiergrad zwischen 0,3 und 1,0 % dressiert wird.
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