EP4373979A1 - Verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlflachprodukts mit einem bainitischen grundgefüge und kaltgewalztes stahlflachprodukt mit einem bainitischen grundgefüge - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlflachprodukts mit einem bainitischen grundgefüge und kaltgewalztes stahlflachprodukt mit einem bainitischen grundgefüge

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EP4373979A1
EP4373979A1 EP22753619.0A EP22753619A EP4373979A1 EP 4373979 A1 EP4373979 A1 EP 4373979A1 EP 22753619 A EP22753619 A EP 22753619A EP 4373979 A1 EP4373979 A1 EP 4373979A1
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EP
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cold
temperature
flat steel
steel product
rolled
Prior art date
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EP22753619.0A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Bernd Linke
Michael BELDE
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Filing date
Publication date
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a cold-rolled flat steel product with a bainitic matrix and a corresponding cold-rolled flat steel product with a bainitic matrix.
  • Steels with a bainitic matrix with proportions of martensite and retained austenite are characterized by a particularly good combination of strength and elongation at break, especially with higher carbon contents.
  • an average of about 1.5% by weight of silicon is alloyed, which increases the transformation temperature into austenite and thus changes the temperatures for setting the structure, or the temperature, during heat treatment, for example inline in a hot-dip coating system would have to be increased compared to the conventional temperature and thus higher costs would be caused by the throughput.
  • high silicon contents can significantly impair the surface quality, coatability and weldability.
  • the invention is therefore based on the object of providing a method for producing a cold-rolled flat steel product with a bainitic matrix, with which the disadvantages mentioned in the prior art can be overcome and a correspondingly produced cold-rolled flat steel product with a bainitic matrix can be specified. According to a first aspect of the invention, this object is achieved by a method having the features of patent claim 1.
  • a method for producing a cold-rolled flat steel product with a bainitic matrix comprising the steps: a) Casting a melt consisting of Fe and unavoidable impurities (in % by weight) from
  • Si 0.40 to 1.20%, in particular 0.60 to 1.10%, preferably 0.80 to 1.10%,
  • Mn 1.00 to 2.00%, in particular 1.10 to 1.80%, preferably 1.10 to 1.60%,
  • N 0.0030 to 0.040%, in particular 0.0070 to 0.030%, preferably 0.0090 to 0.025%,
  • P up to 0.10%, in particular up to 0.050%, preferably up to 0.030%;
  • P and S can be among the impurities, optionally one or more alloying elements from the group (Al, V, Ti, Nb, Ni, Mo, W , Ca) with
  • Al up to 0.050%, in particular 0.0010 to 0.015%
  • V up to 0.20%, in particular 0.0010 to 0.20%
  • Nb up to 0.10%, in particular 0.0010 to 0.10%
  • Ni up to 0.40%, in particular 0.010 to 0.40%,
  • Cu up to 0.80%, in particular 0.010 to 0.80%
  • Mo up to 1.00%, in particular 0.0020 to 1.00%
  • W up to 1.00%, in particular 0.0010 to 1.00%
  • Ca up to 0.0050%, in particular 0.0001 to 0.0050%, to a precursor; b) reheating the precursor to a temperature and/or maintaining the precursor at a temperature between 1100 and 1350°C; c) optional intermediate hot rolling of the preliminary product into an intermediate flat product in one or more roll stands at an intermediate final rolling temperature between 950 and 1250 °C; d) hot rolling of the preliminary product or the optional intermediate flat product to form a hot-rolled flat steel product in one or more roll stands at a final rolling temperature of between 800 and 1000°C; e) coiling the hot-rolled flat steel product at a coiling temperature between 400 and 650 °C; f) optional annealing of the hot-rolled steel flat product at an annealing temperature between 500 and 900 °C; g) cold rolling of the hot-rolled and optionally annealed flat steel product in one or more rolling stands with a total degree of cold rolling of at least 30%; h) Heat treatment of the cold-rolled flat steel product with austenitizing
  • this object is achieved by a cold-rolled
  • a cold-rolled flat steel product is provided with a bainitic matrix which, in addition to Fe and impurities that are unavoidable due to production
  • Si 0.40 to 1.20%, in particular 0.60 to 1.10%, preferably 0.80 to 1.10%,
  • Mn 1.00 to 2.00%, in particular 1.10 to 1.80%, preferably 1.10 to 1.60%,
  • N 0.0030 to 0.040%, in particular 0.0070 to 0.030%, preferably 0.0090 to 0.025%,
  • P up to 0.10%, in particular up to 0.050%, preferably up to 0.030%
  • S up to 0.050%, in particular up to 0.020%, preferably up to 0.0080%
  • P and S can be among the impurities, optionally one or more alloying elements from the group (Al, Ti, Nb, Ni, Mo, W, Ca ) with
  • Al up to 0.050%, in particular 0.0010 to 0.015%
  • V up to 0.20%, in particular 0.0010 to 0.20%
  • Nb up to 0.10%, in particular 0.0010 to 0.10%
  • Ni up to 0.40%, in particular 0.010 to 0.40%,
  • Cu up to 0.80%, in particular 0.010 to 0.80%
  • Mo up to 1.00%, in particular 0.0020 to 1.00%
  • W up to 1.00%, in particular 0.0010 to 1.00%
  • Ca up to 0.0050%, in particular 0.0001 to 0.0050%, the structure of the cold-rolled flat steel product having the following proportions: at least 0.5% martensite, at least 5% residual austenite,
  • a bainitic matrix is therefore to be understood as meaning a structure which has bainite with a proportion which is greater than the proportion of martensite and also greater than the proportion of retained austenite.
  • the proportion of bainite is greater than the sum of the proportions of martensite and retained austenite.
  • the proportion of bainite in the structure is preferably greater than 50%.
  • the cold-rolled flat steel product according to the invention has a tensile strength of at least 1000 MPa, in particular at least 1100 MPa, preferably at least 1200 MPa.
  • the elongation at break A50 of the cold-rolled flat steel product according to the invention is at least 9%, in particular at least 11%, preferably at least 13%.
  • the tensile strength and the elongation at break A50 can be determined in a tensile test according to DIN EN ISO 6892-1.
  • the preliminary product After casting a melt with an alloy composition within the specified ranges to form a preliminary product, for example in a continuous casting plant or cast-rolling plant, the preliminary product can be further processed directly, i. H. coming directly from the casting heat, for example in the case of the cast-rolling plant, so that the preliminary product is kept at a temperature or, if necessary, reheated to a temperature, for example in a soaking or reheating furnace, in which the most complete possible homogenization is ensured and in which any precipitates that may have formed dissolve as completely as possible.
  • the melt is cast into a preliminary product in a continuous casting plant
  • the cast and completely solidified strand is cut into several slabs of finite size and the slabs are then allowed to cool down to ambient temperature through natural cooling.
  • the preliminary product or the slab is (subsequently) reheated to a temperature, for example in a walking beam furnace or by other suitable means.
  • the still hot preliminary product or the still hot slab can also be transferred into a soaking or reheating furnace, for example, without intermediate cooling (allowing).
  • the temperature during reheating and/or when holding the preliminary product is at least 1100° C., in particular at least 1140° C., preferably at least 1180° C., in order to ensure that any precipitations present in the preliminary product are dissolved as completely as possible.
  • the temperature for reheating and/or holding should not exceed 1350°C in order to avoid partial melting and/or excessive scaling of the pre-product. For ecological and economic reasons, the temperature for reheating and/or holding is limited in particular to a maximum of 1280°C.
  • intermediate hot rolling of the preliminary product to form an intermediate flat product can be carried out in one or more roll stands at a final rolling temperature of between 950 and 1250°C.
  • a final rolling temperature for the optional production of the intermediate flat product of at least 950° C. is selected in order to utilize a grain-refining effect of recrystallization after the rolling pass(es) as reliably as possible.
  • a maximum rolling temperature of 1250° C. is selected in particular for the optional production of the intermediate flat product.
  • the preliminary product or the optional intermediate flat product is hot-rolled in one or more roll stands with a final rolling temperature between 800 and 1000°C to form a hot-rolled flat steel product.
  • a final rolling temperature for producing the hot-rolled flat steel product of at least 800° C. is selected so that the deformation resistance does not increase too much.
  • the final rolling temperature for producing the hot-rolled flat steel product is limited to a maximum of 1000°C.
  • the final rolling temperature for producing the hot-rolled flat steel product in a multi-stand hot-rolling/finishing line is set to at least 850° C. to ensure the highest possible austenite content, and preferably to at least 880° C. to ensure recrystallization.
  • rolling end temperatures of up to a maximum of 950° C.
  • the degree of hot rolling in the last pass or on the last hot rolling stand is preferably at least 10% in order to be able to set a fine structure in the hot-rolled flat steel product.
  • the hot-rolled steel flat product is coiled at a coiling temperature between 400 and 650°C.
  • the coiling temperature must be at least 400°C to prevent martensite formation.
  • the coiling temperature is limited to a maximum of 650°C.
  • the coiling temperature can be at least 500° C. in order to produce (considerable) ferrite components in the microstructure, which enable good cold-rollability, preferably with high degrees of cold-rolling.
  • the coiling temperature is selected up to a maximum of 570°C.
  • the hot-rolled flat steel product (hot strip) can have a thickness between 1.5 and 10 mm.
  • the hot-rolled flat steel product can optionally be subjected to annealing at an annealing temperature of between 500 and 900°C, in particular up to a maximum of 800°C, preferably up to a maximum of 700°C.
  • the optional annealing essentially corresponds to a standard annealing process for hot-rolled steel flat products and can lead in particular to better cold-rollability.
  • the hot-rolled and optionally annealed flat steel product is subjected to cold rolling, the cold rolling being carried out in one or more rolling stands with a total cold rolling degree of at least 30%.
  • a total degree of rolling of at least 30% is required in order to provide targeted nucleation sites in the structure for the subsequent heat treatment, at which austenite nuclei can advantageously develop.
  • the total degree of cold rolling can be at least 38%, preferably at least 45%, in order to break longer pearlite lines within the structure, if present in the structure, which means that existing cementite/ferrite interfaces can be further distributed within the structure, at which during the subsequent heat treatment austenite can germinate particularly well.
  • the total degree of cold rolling can be a maximum of 80%, in particular a maximum of 70%.
  • the cold-rolled flat steel product (cold strip) can have a thickness between 0.5 and 4 mm.
  • a targeted heat treatment of the cold-rolled flat steel product takes place with austenitizing at a temperature T_A between 800 and 950° C., quenching to a temperature T_B between 300 and 580° C. such that a bainitic basic structure is established in the cold-rolled flat steel product.
  • T_A a temperature above 800°C
  • the thermodynamic driving force for the formation of austenite from cementite and ferrite is already extremely high, which can contribute to a rapid and desired austenitization.
  • the temperature T_A must be set to less than or equal to 950°C.
  • the temperature T_A can be set to be less than or equal to 900° C.
  • the temperature T_A can preferably be set to be less than or equal to 875° C., at which the carbon in the structure is preferably not yet 100% homogeneous distributed, which can lead to faster bainite nucleation and thus to a faster bainitic transformation rate in the subsequent quenching.
  • quenching takes place to a temperature T_B between 300 and 580°C.
  • the temperature T_B of at least 300°C must be set so that the carbon content in the retained austenite can be redistributed and no more than 40% martensite is formed.
  • the temperature T_B can in particular be at least 340° C., preferably at least 380° C., in order to reduce inhomogeneities in the carbon distribution to such an extent that carbon hardly accumulates at the bainite/residual austenite interfaces.
  • the temperature T_B is set to a maximum of 580°C in order to reliably prevent ferrite/pearlite formation.
  • the temperature T_B can be a maximum of 550° C., preferably a maximum of 510° C., in order to ensure high strength of the bainite.
  • a first quenching of T_A can take place with a cooling rate dT_AB of at least 10 K/s to a temperature below the martensite start, in order to enable a particularly simple nucleation of the bainite and to produce a correspondingly fine bainite.
  • the temperature is then raised again to a temperature of at least 380° C., in particular at least 450° C., in order to ensure particularly rapid redistribution of the carbon in the austenite.
  • the obligatory elements chromium and nitrogen in the aforementioned contents can specifically support the establishment of the desired structure during the heat treatment and in combination with carbon in the aforementioned contents, the nitrogen leads to a significant increase in the speed of the bainitic transformation, e.g. due to the formation of very fine chromium nitride, which acts as a nucleating agent.
  • nitrogen can significantly reduce carbon segregation at the grain boundary. Since carbon slows down the nucleation of bainite, an increased rate of nucleation at the grain boundaries is assumed.
  • Bs bainite start, Bf bainite finish, Ms martensite start and Mf martensite finish indicate the temperatures at which transformation into bainite or martensite begins or is completed.
  • Acl, Ac3, Bs, Bf, Ms and Mf are characteristic values which depend on the composition (alloying elements) of the steel material used and can be taken from so-called ZTA or ZTU diagrams. Also the required cooling rates can can be taken from the ZTU diagrams depending on the desired structure.
  • the alloying elements of the melt or the steel flat product are given as follows:
  • Carbon (C) contributes to hardness and, depending on the content, can retard ferrite and bainite formation, stabilize retained austenite and reduce the Ac3 temperature.
  • a content of at least 0.10% is required to achieve sufficient hardenability/hardness and strength. Above a content of 0.30%, bainite formation is too slow.
  • the content can be adjusted to a maximum of 0.25%, preferably a maximum of 0.22%. In order to achieve a higher level of strength, the content can be adjusted to at least 0.15% in particular and to at least 0.18% in order to set a very good combination of hardenability and strength.
  • Silicon (Si) contributes to a further increase in hardenability/hardness and strength via solid solution strengthening. Furthermore, the use of Ferro Silizio Manganese as an alloying agent, which has a beneficial effect on production costs, can also be made possible. Depending on the content, it is also possible to suppress cementite and thus stabilize retained austenite.
  • the use of chromium and nitrogen as mandatory elements means that very high silicon contents of around 1.50%, which are common in steels of this type, can be dispensed with. A content of at least 0.40% results in an initial hardening effect, with a content of at least 0.60% in particular being set for a significant increase in strength.
  • a content of at least 0.80% is preferably set in order to almost completely suppress cementite formation and possibly also to avoid excessive martensite formation.
  • a good surface can be produced up to a maximum content of 1.20%, which can be coated with a coating, in particular with a zinc-based coating, without any problems and if necessary.
  • contents up to a maximum of 1.10% the weldability can be ensured and/or improved in addition to an improved surface quality.
  • Manganese (Mn) contributes to the hardness and, depending on the content, can greatly delay the formation of ferrite.
  • a content of at least 1.00% set In order to suppress ferrite during heat treatment, a content of at least 1.00% set, In order not to restrict the weldability, the content is set to a maximum of 2.00%. In order to avoid proeutectoid ferrite formation and to stabilize the retained austenite, the content can be adjusted to at least 1.10%. To improve the elongation at break, the content can be adjusted in particular to a maximum of 1.80%, preferably to a maximum of 1.60%, in order to ensure rapid bainite formation.
  • Chromium (Cr) contributes to clarification and can slow down diffusive phase transformations during quenching, especially ferrite. Chromium has a significantly lower influence on bainite formation at lower temperatures. It is therefore optimally suited to ensure a low critical cooling rate on the one hand, but at the same time not to impede the formation of bainite too much at low temperatures. In order to achieve a critical cooling rate low enough to avoid unwanted ferrite formation, a content of at least 0.50% is set. A good surface can be produced up to a maximum content of 1.50%, which can be coated with a coating, in particular with a zinc-based coating, without any problems and if necessary.
  • the content can in particular be adjusted to a maximum of 1.20%, preferably to a maximum of 1.00%.
  • the content can be adjusted to at least 0.60%, preferably at least 0.70%.
  • nitrogen slows down the critical cooling rate, since nitrogen can suppress the diffusive formation of ferrite.
  • very fine clusters and/or precipitations especially chromium nitrides, can then form, which accelerate the formation of bainite at low temperatures.
  • nitrogen reduces the carbon supersaturation at grain boundaries and thus reduces the unwanted formation of chromium carbides, which can become very coarse, form particularly along the grain boundaries and thus significantly impair toughness.
  • a content of at least 0.0030% is set for a significant effect. The content is limited to a maximum of 0.040% to ensure good and problem-free castability of the melt/steel.
  • the retained austenite can be stabilized against cementite formation and, with a content of preferably at least 0.0090%, preferably at least 0.011%, the formation of bainite can be accelerated.
  • the content can in particular be limited to a maximum of 0.030% and preferably set to a maximum of 0.025%, so that chromium nitrides produced, for example, can form very finely.
  • 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, with the content being limited to a maximum of 0.10%. Negative influences on formability can be ruled out with certainty if the content is limited in particular to a maximum of 0.050% by weight, and preferably to a maximum of 0.030% by weight to additionally reduce the segregation effects.
  • S is also an impurity in the broadest sense and can be adjusted to a maximum content of 0.050% in order to avoid a strong tendency to segregation and a negative influence on formability as a result of excessive formation of sulfides (FeS; MnS; (Mn, Fe )S) to avoid.
  • the content is therefore limited in particular to a maximum of 0.020% by weight, preferably to a maximum of 0.0080%.
  • calcium is alloyed for desulfurization and adjustment of the S content depending on the Ca content.
  • the steel flat product can optionally contain one or more alloying elements from the group (Al, V, Ti, Nb, Ni, Mo, W, Ca).
  • Aluminum (Al) can be added as an optional alloying element, in particular as a deoxidizing agent, with a maximum content of 0.050%, with a content of at least 0.0010% being able to be added in particular for the reliable binding of any oxygen (0) present. Above a content of 0.050%, however, there is an increased risk that (coarser) aluminum nitride will form, thus unintentionally binding nitrogen and thus also deteriorating cold-rollability. In particular, the content is limited to a maximum of 0.015% in order to be able to reliably rule out the formation of aluminum nitride.
  • Vanadium (V) can be added as an optional alloying element for grain refinement with a maximum content of 0.20%, so that in particular there is no negative influence on the elongation at break.
  • a content of at least 0.0010% can be alloyed in particular.
  • Titanium (Ti) can be added as an optional alloying element as a micro-segregation element with a maximum content of 0.010%, so that in particular undesirable binding with nitrogen can be ruled out, which would form very hard and coarse titanium nitrides, which could lead to embrittlement.
  • a content of in particular at least 0.0010% can be added.
  • Niobium (Nb) can be added as an optional alloying element for grain refinement with a maximum content of 0.10%, in particular to prevent nitrogen from binding to form niobium nitride. In order to achieve a desired effect of grain refinement, a content of at least 0.0010% can be alloyed in particular.
  • nickel can improve the transformation into austenite, increase strength and improve process stability with longer holding times during bainite formation, so that a maximum content of 0.40% can be added to prevent bainite formation in particular to slow down.
  • nickel is alloyed in conjunction with copper, since when copper is added, nickel essentially suppresses the negative influence of copper on hot-rollability.
  • a copper content of between 0.3*nickel and 0.7*nickel can be added to this in order to prevent the iron-copper eutectic and thus the formation of a liquid phase on the surface during hot rolling.
  • a content of at least 0.010% can be added in particular.
  • Copper (Cu) can be added as an optional alloying element to increase hardness and strength with a maximum content of 0.80%, in particular in order not to impair weldability and hot-rollability due to low-melting Cu phases on the surface. In order to ensure the strength-increasing effect, but also to improve the resistance to atmospheric corrosion in uncoated steel flat products, a content of at least 0.010% can be added.
  • molybdenum can increase strength and hardness, in particular to improve process stability, since molybdenum significantly slows down ferrite formation and has hardly any effect on bainite formation in the temperature range between 300 and 580°C, so that a maximum content of 1 .00% can be added.
  • a content of at least 0.0020% can be added, at which dynamic Molybdenum-carbon clusters up to ultra-fine molybdenum carbides can form on the grain boundaries, which significantly slow down the mobility of the grain boundary and thus diffusive phase transformations.
  • the grain boundary energy can be reduced, which in turn can reduce the nucleation rate of ferrite.
  • Tungsten (W) can act as an optional alloying element in a similar way to molybdenum, with a content that can be alloyed up to a maximum of 1.00%. In order to be able to have a positive effect on the hardness/hardenability, a content of at least 0.0010% can be added.
  • Calcium (Ca) can be added as an optional alloying element to the melt as a desulfurizing agent and to specifically influence the sulfide in contents of up to a maximum of 0.0050%, which can lead to a change in the plasticity of the sulfides during hot rolling.
  • the cold forming behavior can also be improved by adding Ca.
  • the effects described can be effective from a content of in particular at least 0.0001%, preferably at least 0.0003%.
  • the flat steel product can contain one or more of the elements from the group (O, H, As) as unavoidable impurities due to the manufacturing process, which are not specifically alloyed with it.
  • Oxygen (0) is an undesirable impurity, but usually unavoidable for technical reasons.
  • the oxygen content is limited to a maximum of 0.0050%, in particular to a maximum of 0.0020%.
  • hydrogen (H) can be very mobile on interstitial sites in the steel and lead to cracks in the steel flat product.
  • the possible impurity hydrogen is therefore reduced to a maximum content of 0.0010%, in particular a maximum of 0.0004%, preferably a maximum of 0.0002%.
  • Arsenic (As) is an impurity that can be present in steel flat products, but its content is limited to a maximum of 0.020% to avoid negative influences.
  • alloying elements specified as optional can, in particular, alternatively also be tolerated as impurities in contents below the specified minimum limits, without influencing the properties of the flat steel product, preferably not deteriorating them.
  • austenitizing to T_A is carried out with a heating rate dTA of at least 1.0 K/s between 600 and 800° C. in step h).
  • the targeted setting of the heating rate dTA in the range between 600 and 800°C has i.a. Influence on the formation of the austenite grain size, which is important insofar as it influences the bainitic transformation rate but also the final properties in the structure after heat treatment. The faster this area is heated, the more austenite nuclei can form, which block each other, slow down their growth and thus lead to an overall fine austenite grain.
  • the heating rate dTA is at least 2 K/s, preferably at least 2.5 K/s, so that a particularly fine austenite grain can form.
  • a heating rate dTA of up to 50 K/s is helpful for uniform heating, but higher heating rates dTA can generally also be selected.
  • step h) after the temperature T_A has been reached the cold-rolled flat steel product is held at the temperature T_A for a holding period t_A of between 1 and 300 s.
  • the holding time t_A should not exceed 300s.
  • the holding time t_A can be selected up to a maximum of 200s, for example to limit the diffusion of undesirable accompanying elements such as phosphorus to the austenite grain boundaries.
  • step h) the quenching takes place in two stages, so that first to an intermediate temperature T_Z between 640 and 800° C. with a cooling rate dTZ of at least 0.50 K/s and then to the temperature T_B between 300 and 580°C with a cooling rate dTB of at least 10 K/s, where dTB is greater than dTZ.
  • the cooling rate dTZ can correspond to pre-cooling and the cooling rate dTB to rapid cooling. Even if quenching in two stages is not absolutely necessary for the final properties in the microstructure, it can still be economical to provide for two-stage quenching for process engineering reasons.
  • the flat steel product can be pre-cooled be cooled more slowly and more homogeneously.
  • the area or the section with rapid cooling can often be limited in terms of system technology, so that if pre-cooling to an intermediate temperature is provided, rapid cooling from an intermediate temperature to the temperature T_B can be implemented much more easily.
  • the intermediate temperature T_Z and the cooling rate dTZ for the intermediate temperature must be high enough so that the pre-cooling does not lead to an undesired formation of ferrite.
  • the intermediate temperature is therefore at least 640° C. in order to prevent coarse ferrite formation, in particular at least 700° C. in order, for example, to be able to completely suppress proeutectoid ferrite formation.
  • the cooling rate dTZ is at least 0.5 K/s in order to prevent coarse ferrite formation, in particular at least 1.5 K/s in order, for example, to be able to completely suppress proeutectoid ferrite formation.
  • the cooling rate dTZ can be selected up to a maximum of 10 K/s or more if required.
  • the cooling rate dTB is at least 10 K/s to prevent ferrite formation.
  • the cooling rate dTB can be at least 20 K/s in order, for example, to also be able to suppress complete bainite formation in the upper temperature range.
  • the cooling rate dTB can be limited to a maximum of 200 K/s, in particular to a maximum of 150 K/s.
  • the cold-rolled flat steel product is held at the temperature T_B for a holding time t_B of at least 15 s.
  • the holding time t_B at the temperature T_B is at least 15s.
  • the holding time t_B can be chosen to be at least 25s, for example to be able to stabilize larger austenite areas, and preferably at least 35s, for example to minimize the formation of fresh martensite, which would lead to embrittlement.
  • the holding time t_B can be limited to a maximum of 100 s, for example, although it can also be longer, particularly if required and depending on the design of the system.
  • a temperature T_B_min of Ms ⁇ 50° C., in particular of Ms ⁇ 25° C. is optionally not allowed fall below
  • a slight drop below the Ms temperature within the specified limits can facilitate bainite nucleation, for example on martensite lancets, and thus lead to a general acceleration of bainite formation.
  • Allow bainite formation to begin for a few seconds, then cool briefly under Ms or cool directly under Ms without prior bainite formation and then return to the temperature range T_B between at least 300 and a maximum of 580°C, in particular between at least 340 and a maximum of 550 °C, preferably between 380 and 510°C, to complete bainite formation.
  • the Ms temperature is greater than at least 300°C, in particular at least 340°C, preferably at least 380°C, so that in this case during the holding time t_B the temperature should not fall below at least 300°C, in particular at least 340°C, preferably at least 380°C.
  • the cold-rolled flat steel product according to the invention has a structure of martensite with a proportion of between 0.5 and 40%, in particular between 3 and 33%, preferably between 5 and 28%, retained austenite with a proportion of between 5 and 22%, and a remainder Bainite and unavoidable structural components.
  • the proportion of bainite in the structure is in particular at least 55%, preferably at least 60%.
  • the proportion of martensite in the microstructure can in particular be at least 8%, preferably at least 10%, and preferably be limited to a maximum of 26%, particularly preferably to a maximum of 24%. More preferably, the martensite can be completely or partially tempered.
  • the proportion of retained austenite in the structure can be in particular at least 8%, preferably at least 10%, and in particular can be limited to a maximum of 20%, preferably to a maximum of 18%.
  • Finely distributed austenite and/or also carbides can be part of the bainite and/or tempered martensite.
  • the unavoidable structural components can be proportions in the form of ferrite, pearlite and/or cementite apart from bainite and martensite, which are permitted up to a maximum of 10%, in particular up to a maximum of 8%, preferably up to a maximum of 6%, preferably up to a maximum 4%
  • Precipitations in the form of chromium nitrides can also be present in the structure.
  • bainite is also present in the form of lancet bainite and the ratio of the proportions of lancet bainite to bainite is at least 60%, in particular at least 65%, preferably at least 70%.
  • the ratio of the proportions of lancet bainite to bainite is at least 60%, in particular at least 65%, preferably at least 70%.
  • the slabs were reheated or throughheated in a walking beam furnace to a temperature of 1250°C so that the structure of the preliminary product consisted entirely of austenite and all precipitations that had formed in the structure during the continuous casting could dissolve.
  • the slab was fed to a rolling train in which the slab was first reversingly hot-rolled in a (roughing) stand at a final rolling temperature of 1100° C. to form an intermediate flat product and the intermediate flat product was then rolled in a seven-stand finishing/hot-rolling group, for example, to form one hot-rolled steel flat product (hot strip) to a thickness of 3mm was finish/hot-rolled, the final rolling temperature being 890°C and the degree of hot-rolling in the last rolling pass being 15%.
  • the hot-rolled flat steel product was actively cooled with water along a cooling section to a coiling temperature of 560°C. A coil cooling to ambient temperature followed.
  • the hot-rolled flat steel product was cold-rolled to a thickness of 1.5 mm in a five-stand cold-rolling set, for example, with a total degree of cold-rolling of 50% to form a cold-rolled flat steel product (cold strip).
  • Ten specimens in the form of blanks, specimens 1 to 10 were cut from the cold-rolled flat steel product and subjected to further investigations.
  • Table 2 Samples 1 to 12 were subjected to a heat treatment on a laboratory scale using the specifications defined in step h) in order to set the desired bainitic matrix in the cold-rolled flat steel product.
  • the individual parameters in step h) are listed in Table 1.
  • Table 2 shows the structure and the associated properties.
  • the samples marked with an asterisk * are according to the invention.
  • the residual austenite is measured by volume diffractometry, for example by means of XRD, it can also be a component of bainite and/or martensite, so that the addition of the structural components can sometimes result in more than 100%. Depending on how coarse the retained austenite is, it can also be evaluated as a separate structural component, n.b. means not determinable.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem bainitischen Grundgefüge sowie ein entsprechend kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem bainitischen Grundgefüge.

Description

Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einem bainitischen Grundgefüge und kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem bainitischen
Grundgefüge
Technisches Gebiet (Technical Field)
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem bainitischen Grundgefüge sowie ein entsprechend kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem bainitischen Grundgefüge.
Technischer Hintergrund
Verfahren zur Herstellung von bainitischen Stahlblechen sind aus dem Stand der Technik bekannt, vgl. EP 2 707 514 Bl, EP 3 024951 Bl.
Stähle mit bainitischem Grundgefüge mit Anteilen von Martensit und Restaustenit zeichnen sich durch eine besonders gute Kombination von Festigkeit und Bruchdehnung aus, insbe sondere bei höheren Kohlenstoffgehalten. Gleichzeitig werden für hohe Restaustenitanteile für gewöhnlich im Schnitt ca. 1,5 Gew.-% Silizium legiert, welches die Umwandlungstemperatur in den Austenit erhöht und somit bei einer Wärmebehandlung beispielsweise inline in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage, die Temperaturen zur Einstellung des Gefüges geändert, respektive die Temperatur gegenüber der konventionellen Temperatur erhöht werden müsste und damit höhere Kosten beim Durchsatz verursacht werden würden. Des Weiteren können hohe Siliziumgehalte die Oberflächenqualität, Beschichtbarkeit und Schweißbarkeit deutlich verschlechtern.
Hinsichtlich der Wirtschaftlichkeit zur Herstellung von Stahlflachprodukten mit bainitischem Grundgefüge, insbesondere mit hohen Zugfestigkeiten und hoher Bruchdehnung, besteht Optimierungsbedarf.
Zusammenfassung der Erfindung
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines kalt gewalzten Stahlflachproduktes mit bainitischem Grundgefüge bereit zu stellen, mit welchem die im Stand der Technik genannten Nachteile überwunden werden können sowie ein ent sprechend hergestelltes kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit bainitischem Grundgefüge anzu geben. Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1.
Erfindungsgemäß ist ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem bainitischen Grundgefüge, umfassend die Schritte: a) Vergießen einer Schmelze bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus
C: 0,10 bis 0,30 %, insbesondere 0,15 bis 0,25 %, vorzugsweise 0,18 bis 0,22 %,
Si: 0,40 bis 1,20 %, insbesondere 0,60 bis 1,10 %, vorzugsweise 0,80 bis 1,10 %,
Mn: 1,00 bis 2,00 %, insbesondere 1,10 bis 1,80 %, vorzugsweise 1,10 bis 1,60 %,
Cr: 0,50 bis 1,50 %, insbesondere 0,60 bis 1,20 %, vorzugsweise 0,70 bis 1,00 %,
N: 0,0030 bis 0,040 %, insbesondere 0,0070 bis 0,030 %, vorzugsweise 0,0090 bis 0,025%,
P: bis 0,10 %, insbesondere bis 0,050 %, vorzugsweise bis 0,030 %;
S: bis 0,050 %, insbesondere bis 0,020 %, vorzugsweise bis 0,0080 %, wobei P und S zu den Verunreinigungen zählen können, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (AI, V, Ti, Nb, Ni, Mo, W, Ca) mit
AI: bis 0,050 %, insbesondere 0,0010 bis 0,015 %,
V: bis 0,20 %, insbesondere 0,0010 bis 0,20 %,
Ti: bis 0,010 %, insbesondere 0,0010 bis 0,010 %,
Nb: bis 0,10 %, insbesondere 0,0010 bis 0,10 %,
Ni: bis 0,40 %, insbesondere 0,010 bis 0,40 %,
Cu: bis 0,80 %, insbesondere 0,010 bis 0,80 %,
Mo: bis 1,00 %, insbesondere 0,0020 bis 1,00 %,
W: bis 1,00 %, insbesondere 0,0010 bis 1,00 %,
Ca: bis 0,0050 %, insbesondere 0,0001 bis 0,0050 %, zu einem Vorprodukt; b) Wiedererwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vor produkts bei einer Temperatur zwischen 1100 und 1350 °C; c) optionales Zwischenwarmwalzen des Vorprodukts zu einem Zwischenflachprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten bei einer Zwischenwalzendtemperatur zwischen 950 und 1250 °C; d) Warmwalzen des Vorprodukts oder des optionalen Zwischenflachprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten bei einer Walz endtemperatur zwischen 800 und 1000 °C; e) Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Haspeltemperatur zwischen 400 und 650 °C; f) optionales Glühen des warmgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur zwischen 500 und 900 °C; g) Kaltwalzen des warmgewalzten und optional geglühten Stahlflachprodukts in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einem gesamten Kaltwalzgrad von mindestens 30 %; h) Wärmebehandlung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einem Austenitisieren bei einer Temperatur T_A zwischen oberhalb von 800 und 950 °C, einem Abschrecken auf eine Temperatur T_B zwischen 300 und 580 °C, derart, dass sich ein bainitisches Grundgefüge im kaltgewalzten Stahlflachprodukt einstellt.
Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung durch ein kaltgewalztes
Stahlflachprodukt mit den Merkmalen des Patentanspruchs 6.
Erfindungsgemäß ist ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem bainitischen Grundgefüge vorgesehen, welches neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in
Gew.-% aus
C: 0,10 bis 0,30 %, insbesondere 0,15 bis 0,25 %, vorzugsweise 0,18 bis 0,22 %,
Si: 0,40 bis 1,20 %, insbesondere 0,60 bis 1,10 %, vorzugsweise 0,80 bis 1,10 %,
Mn: 1,00 bis 2,00 %, insbesondere 1,10 bis 1,80 %, vorzugsweise 1,10 bis 1,60 %,
Cr: 0,50 bis 1,50 %, insbesondere 0,60 bis 1,20 %, vorzugsweise 0,70 bis 1,00 %,
N: 0,0030 bis 0,040 %, insbesondere 0,0070 bis 0,030 %, vorzugsweise 0,0090 bis 0,025 %,
P: bis 0,10 %, insbesondere bis 0,050 %, vorzugsweise bis 0,030 %, S: bis 0,050 %, insbesondere bis 0,020 %, vorzugsweise bis 0,0080 %, wobei P und S zu den Verunreinigungen zählen können, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (AI, Ti, Nb, Ni, Mo, W, Ca) mit
AI: bis 0,050 %, insbesondere 0,0010 bis 0,015 %,
V: bis 0,20 %, insbesondere 0,0010 bis 0,20 %,
Ti: bis 0,010 %, insbesondere 0,0010 bis 0,010 %,
Nb: bis 0,10 %, insbesondere 0,0010 bis 0,10 %,
Ni: bis 0,40 %, insbesondere 0,010 bis 0,40 %,
Cu: bis 0,80 %, insbesondere 0,010 bis 0,80 %,
Mo: bis 1,00 %, insbesondere 0,0020 bis 1,00 %,
W: bis 1,00 %, insbesondere 0,0010 bis 1,00 %,
Ca: bis 0,0050 %, insbesondere 0,0001 bis 0,0050 %, besteht, wobei das Gefüge des kaltgewalzten Stahlflachprodukts folgende Anteile aufweist: mindestens 0,5 % Martensit, mindestens 5 % Restaustenit,
Rest Bainit und unvermeidbare Gefügebestandteile.
Unter bainitischem Grundgefüge ist somit ein Gefüge zu verstehen, welches Bainit mit einem Anteil aufweist, welcher größer ist als der Anteil an Martensit und auch größer ist als der Anteil an Restaustenit. Insbesondere ist der Anteil an Bainit größer als die Summe der Anteile an Martensit und Restaustenit. Vorzugsweise ist der Anteil an Bainit im Gefüge größer als 50 %.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Beschreibung angegebenen Legierungs elemente sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle Gehalte sind daher als Angaben in Gew.-% zu verstehen. Die angegebenen Gefügebestand teile werden durch Auswertung licht- oder elektronenmikroskopischer Untersuchungen bestimmt und sind daher als Flächenanteile in Flächen-% zu verstehen, sofern nicht aus drücklich anders erwähnt. Eine Ausnahme hiervon bildet der Gefügebestandteil Austenit bzw. Restaustenit, welcher als Volumenanteil in Vol.-% angegeben wird, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt.
Das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlflachprodukt weist eine Zugfestigkeit von mindes tens 1000 MPa, insbesondere von mindestens 1100 MPa, vorzugsweise von mindestens 1200 MPa auf. Die Bruchdehnung A50 beträgt bei dem erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukt mindestens 9 %, insbesondere mindestens 11 %, vorzugsweise mindes tens 13 %. Die Zugfestigkeit sowie die Bruchdehnung A50 sind im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1 ermittelbar.
Nach dem Vergießen einer Schmelze mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der angegebenen Spannen zu einem Vorprodukt, beispielsweise in einer Stranggießanlage oder Gießwalzanlage, kann das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, beispielsweise im Falle der Gießwalzanlage, so dass das Vorprodukt auf einer Temperatur gehalten oder bei Bedarf auf eine Temperatur wiedererwärmt wird, bei spielsweise in einem Ausgleichs- oder Wiedererwärmungsofen, bei der eine möglichst voll ständige Homogenisierung gewährleistet ist und bei der sich eventuell gebildete Aus scheidungen möglichst vollständig 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 natürliche Abkühlung auf Umgebungstemperatur abkühlen. Das Vorprodukt respektive die Bramme wird (anschließend) beispielsweise in einem Hubbalkenofen oder mittels anderen geeigneten Mitteln auf eine Temperatur wiedererwärmt. Alternativ kann das noch heiße Vorprodukt oder die noch heiße Bramme auch ohne ein zwischenzeitliches Abkühlen (lassen) in einen beispielsweise Ausgleichs- oder Wieder erwärmungsofen überführt werden
Die Temperatur beim Wiedererwärmen und/oder beim Halten des Vorprodukts beträgt mindestens 1100°C, insbesondere mindestens 1140°C, vorzugsweise mindestens 1180°C um eine möglichst vollständige Auflösung eventuell vorhandener Ausscheidungen im Vorprodukt sicherzustellen. Die Temperatur zum Wiedererwärmen 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 Tem peratur zum Wiedererwärmen und/oder Halten insbesondere auf maximal 1280°C beschränkt.
Je nach verfügbaren Anlagen und/oder Verarbeitungsmöglichkeit kann und wird somit als optional angegeben, dass ein Zwischenwarmwalzen des Vorprodukts zu einem Zwischen flachprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten bei einer Walzendtemperatur zwischen 950 und 1250°C durchgeführt werden kann. Eine Walzendtemperatur zum optionalen Erzeugen des Zwischenflachprodukts von mindestens 950°C wird gewählt, um einen kornfeinenden Effekt der Rekristallisation nach dem oder den Walzstichen möglichst sicher auszunutzen. Aus Gründen der Energieeffizienz wird insbeson dere eine Walzendtemperatur zum optionalen Erzeugen des Zwischenflachprodukts von maximal 1250°C gewählt.
Das Vorprodukt oder das optionale Zwischenflachprodukt wird in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einer Walzendtemperatur zwischen 800 und 1000°C zu einem warm gewalzten Stahlflachprodukt warmgewalzt.
Eine Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts von mindes tens 800°C wird gewählt, um den Umformwiderstand nicht zu stark ansteigen zu lassen. Um eine unerwünschte Grobkornbildung zu vermeiden, wird die Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts auf maximal 1000°C beschränkt. Insbesondere wird die Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts in einer mehr- gerüstigen Warmwalz-/Fertigstaffel zur Gewährleistung eines möglichst hohen Austenitgehalts auf mindestens 850°C, zur Sicherstellung der Rekristallisation auf vorzugsweise mindestens 880°C eingestellt. Zur Begrenzung der benötigten Kühlmittelmenge werden insbesondere Walzendtemperaturen bis maximal 950°C, um die Rekristallisation und das Kornwachstum zwischen Endwalzen und Haspeln zu minimieren vorzugsweise bis maximal 930°C gewählt. Bevorzugt beträgt der Warmwalzgrad im letzten Stich respektive am letzten Warmwalzgerüst mindestens 10 %, um ein feines Gefüge im warmgewalzten Stahlflachprodukt einstellen zu können.
Das warmgewalzte Stahlflachprodukt wird bei einer Haspeltemperatur zwischen 400 und 650°C gehaspelt. Die Haspeltemperatur muss mindestens 400°C betragen, um eine Marten sitbildung zu verhindern. Um die Diffusion sauerstoffaffiner Legierungselemente zur Ober fläche während des Haspelvorgangs zu begrenzen, wird die Haspeltemperatur auf maximal 650°C begrenzt. Die Haspeltemperatur kann insbesondere mindestens 500°C betragen, um (erhebliche) Ferritanteile im Gefüge zu erzeugen, welche eine gute Kaltwalzbarkeit ermög lichen, vorzugsweise mit hohen Kaltwalzgraden. Um eine besonders gute Oberfläche einzu stellen, welche in Verbindung mit dem geringen Si-Gehalt in den vorgenannten Grenzen für ein besonders breites Fügespektrum (Schweißbereich) sicherstellen kann, wird die Haspel temperatur insbesondere bis maximal 570°C gewählt. Das warmgewalzte Stahlflachprodukt (Warmband) kann eine Dicke zwischen 1,5 und 10mm aufweisen.
Das warmgewalzte Stahlflachprodukt kann optional einem Glühen bei einer Glühtemperatur zwischen 500 und 900°C, insbesondere bis maximal 800°C, vorzugsweise bis maximal 700°C unterzogen werden. Das optionale Glühen entspricht im Wesentlichen einem Standard-Glüh prozess von warmgewalzten Stahlflachprodukten, und kann insbesondere zu einer besseren Kaltwalzbarkeit führen.
Das warmgewalzte und optional geglühte Stahlflachprodukt wird einem Kaltwalzen unter zogen, wobei das Kaltwalzen in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einem gesamten Kalt walzgrad von mindestens 30 % durchgeführt wird. Ein Gesamtwalzgrad von mindestens 30 % ist erforderlich, um gezielt Keimstellen im Gefüge für die anschließende Wärmebehandlung bereitzustellen, an welchen sich vorteilhaft Austenitkeime entwickeln können. Der gesamte Kaltwalzgrad kann insbesondere mindestens 38 %, vorzugsweise mindestens 45 % betragen, um, falls im Gefüge vorhanden, längere Perlitzeilen innerhalb des Gefüges zu brechen, wodurch sich insbesondere vorhandene Zementit/Ferrit-Grenzflächen innerhalb des Gefüges weiter verteilen können, an welchen während der anschließenden Wärmebehandlung Austenit besonders gut keimen kann. Der gesamte Kaltwalzgrad kann maximal 80 %, insbesondere maximal 70 % betragen.
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt (Kaltband) kann eine Dicke zwischen 0,5 und 4mm auf weisen.
Erfindungsgemäß erfolgt eine gezielte Wärmebehandlung des kaltgewalzten Stahlflach produkts mit einem Austenitisieren bei einer Temperatur T_A zwischen 800 und 950°C, einem Abschrecken auf eine Temperatur T_B zwischen 300 und 580°C, derart, dass sich ein bainitisches Grundgefüge im kaltgewalzten Stahlflachprodukt einstellt. Bei einer Temperatur T_A oberhalb von 800°C ist die thermodynamische Triebkraft zur Austenitbildung aus Zementit und Ferrit bereits extrem groß, welche zu einer schnellen und gewünschten Austenitisierung beitragen kann. Um einen energieeffizienten Prozess zu erreichen, ist die Temperatur T_A kleiner oder gleich 950°C einzustellen. Insbesondere kann die Temperatur T_A kleiner oder gleich 900°C eingestellt werden, um eine starke Austenitkornvergröberung zu verhindern. Vorzugsweise kann die Temperatur T_A kleiner oder gleich 875°C eingestellt werden, bei welcher sich der Kohlenstoff im Gefüge bevorzugt noch nicht zu 100 % homogen verteilt hat, was beim anschließenden Abschrecken besonders bevorzugt zu einer schnelleren Bainitkeimbildung und somit zu einer schnelleren bainitischen Umwandlungsgeschwindigkeit führen kann. Nach dem Austenitisieren erfolgt ein Abschrecken auf eine Temperatur T_B zwischen 300 und 580°C. Die Temperatur T_B von mindestens 300°C ist einzustellen, so dass sich der Kohlenstoffgehalt im Restaustenit umverteilen kann und sich nicht mehr als 40 % Martensit bildet. Die Temperatur T_B kann insbesondere mindestens 340°C, vorzugsweise mindestens 380°C betragen, um Inhomogenitäten in der Kohlenstoffverteilung so weit abzu bauen, dass sich an den Grenzflächen Bainit/Restaustenit kaum noch Kohlenstoff anstaut. Die Temperatur T_B wird auf maximal 580°C eingestellt, um sicher eine Ferrit-/Perlitbildung zu verhindern. Die Temperatur T_B kann insbesondere maximal 550°C, vorzugsweise maximal 510°C betragen, um eine hohe Festigkeit des Bainits zu gewährleisten.
Beispielsweise kann ein erstes Abschrecken von T_A mit einer Abkühlgeschwindigkeit dT_AB von mindestens 10 K/s auf eine Temperatur unterhalb der Martensit-Start erfolgen, um eine besonders einfache Keimbildung des Bainits zu ermöglichen und einen entsprechend feinen Bainit zu erzeugen. Anschließend wird die Temperatur wieder angehoben auf eine Temperatur von mindestens 380°C, insbesondere mindestens 450°C, um eine besonders schnelle Umverteilung des Kohlenstoffs im Austenit zu gewährleisten.
Durch die Pflichtelemente Chrom und Stickstoff in den vorgenannten Gehalten kann gezielt das Einstellen des gewünschten Gefüges während der Wärmebehandlung unterstützen und in Verbindung mit Kohlenstoff in den vorgenannten Gehalten, führt der Stickstoff zu einer deutlichen Geschwindigkeitserhöhung der bainitischen Umwandlung, u. a. infolge der Bildung von sehr feinem Chromnitrid, welche als Keimbildner wirken. Außerdem kann Stickstoff die Kohlenstoffsegregation auf den Korngrenze deutlich reduzieren. Da Kohlenstoff die Keim bildung von Bainit verlangsamt, wird somit auch mit einer erhöhten Keimbildungsrate auf den Korngrenzen ausgegangen.
Bei der Temperatur Acl beginnt das Gefüge in Austenit umzuwandeln und liegt insbesondere vollständig austenitisch vor, wenn die Temperatur Ac3 überschritten wird. Bs Bainit-Start, Bf Bainit-Finish, Ms Martensit-Start und Mf Martensit-Finish geben die Temperaturen an, bei denen eine Umwandlung in Bainit respektive Martensit beginnt bzw. abgeschlossen ist. Acl, Ac3, Bs, Bf, Ms und Mf sind Kennwerte, welche abhängig von der Zusammensetzung (Legierungselemente) des verwendeten Stahlwerkstoffs sind und aus sogenannten ZTA- bzw. ZTU-Schaubildern entnommen werden können. Auch die erforderlichen Abkühlraten können in Abhängigkeit von dem gewünschten Gefüge aus den ZTU-Schaubildern entnommen werden.
Die Legierungselemente der Schmelze, respektive des Stahlflachprodukts, sind wie folgt angegeben:
Kohlenstoff (C) trägt zur Härte bei und kann je nach Gehalt die Ferritbildung und Bainitbildung verzögern, den Restaustenit stabilisieren und die Ac3 Temperatur verringern. Ein Gehalt von mindestens 0,10 % ist erforderlich, um eine ausreichende Härtbarkeit/Härte und Festigkeit zu erzielen. Oberhalb eines Gehalts von 0,30 % ist die Bainitbildung zu langsam. Für eine ver besserte Schweißbarkeit und Einstellung eines guten Verhältnisses von Kraftaufnahme und maximalem Biegewinkel im Biegeversuch sowie zum Ablauf einer schnellen Bainitbildung kann der Gehalt insbesondere auf maximal 0,25 %, vorzugsweise auf maximal 0,22 % einge stellt werden. Zum Erreichen eines höheren Festigkeitsniveaus kann der Gehalt insbesondere auf mindestens 0,15 % und zum Einstellen einer sehr guten Kombination aus Härtbarkeit und Festigkeit vorzugsweise auf mindestens 0,18 % eingestellt werden.
Silizium (Si) trägt zur weiteren Erhöhung der Härtbarkeit/Härte sowie der Festigkeit über Mischkristallverfestigung bei. Des Weiteren kann auch der Einsatz von Ferro Silizio Mangan als Legierungsmittel, was sich begünstigend auf die Produktionskosten auswirkt, ermöglicht werden. Des Weiteren ist je nach Gehalt auch die Unterdrückung von Zementit und somit die Stabilisierung von Restaustenit möglich. Durch den Einsatz von Chrom und Stickstoff als Pflichtelemente kann auf sehr hohe Siliziumgehalte von ca. 1,50 %, wie sie bei gattungs gemäßen Stählen üblich sind, verzichtet werden. Ab einem Gehalt von mindestens 0,40 % ergibt sich ein erster Härtungseffekt, wobei insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,60 % für einen signifikanten Anstieg der Festigkeit eingestellt wird. Vorzugsweise wird ein Gehalt von mindestens 0,80 % eingestellt, um die Zementitbildung nahezu vollständig zu unterdrücken und ggf. auch eine zu hohe Martensitbildung zu vermeiden. Bis zu einem Gehalt von maximal 1,20 % lässt sich eine gute Oberfläche hersteilen, welche problemlos und bei Bedarf mit einem Überzug, insbesondere mit einem zinkbasierten Überzug, beschichtbar ist. Insbesondere bei Gehalten bis maximal 1,10 % kann neben einer verbesserten Oberflächen- gualität auch die Schweißbarkeit sichergestellt und/oder verbessert werden.
Mangan (Mn) trägt zur Härte bei und kann je nach Gehalt die Ferritbildung stark verzögern. Um bei der Wärmebehandlung Ferrit zu unterdrücken, wird ein Gehalt von mindestens 1,00 % eingestellt, Um die Schweißbarkeit nicht einzuschränken, wird der Gehalt auf maximal 2,00 % eingestellt. Um die proeutektoide Ferritbildung zu vermeiden sowie den Restaustenit zu stabilisieren, kann der Gehalt insbesondere von mindestens 1,10 % eingestellt werden. Zur Verbesserung der Bruchdehnung kann der Gehalt insbesondere mit maximal 1,80 %, vor zugsweise mit maximal 1,60 % eingestellt werden, um eine schnelle Bainitbildung zu gewähr leisten.
Chrom (Cr) trägt zur klärte bei und kann diffusive Phasenumwandlungen während des Ab schreckens verlangsamen, vor allem Ferrit. Chrom hat einen deutlich geringeren Einfluss auf die Bainitbildung bei tieferen Temperaturen. Somit ist es optimal geeignet, um zum einen eine niedrige kritische Abkühlgeschwindigkeit sicherzustellen, aber gleichzeitig die Bainitbildung bei tiefen Temperaturen nicht zu sehr zu behindern. Um eine kritische Abkühlgeschwindigkeit gering genug für eine Vermeidung ungewollter Ferritbildung zu erzielen, wird ein Gehalt von mindestens 0,50 % eingestellt. Bis zu einem Gehalt von maximal 1,50 % lässt sich eine gute Oberfläche hersteilen, welche problemlos und bei Bedarf mit einem Überzug, insbesondere mit einem zinkbasierten Überzug, beschichtbar ist. Für eine gute Oberflächengualität und verbesserte Schweißbarkeit kann der Gehalt insbesondere auf maximal 1,20 %, vorzugsweise auf maximal 1,00 % eingestellt werden. Um den Restaustenit auch bei sehr langen Halte zeiten im Bainitgebiet zu stabilisieren, kann der Gehalt insbesondere mit mindestens 0,60 %, vorzugsweise mit mindestens 0,70 % eingestellt werden.
Stickstoff (N) verlangsamt als Austenitbildner die kritische Abkühlgeschwindigkeit, da Stick stoff die diffusive Ferritbildung unterdrücken kann. Beim Halten im Bainitgebiet können sich dann wiederum sehr feine Cluster und/oder Ausscheidungen, vor allem Chromnitride, bilden, welche die Bainitbildung bei tiefen Temperaturen beschleunigen. Weiterhin verringert Stick stoff die Kohlenstoffübersättigung an Korngrenzen und verringert so die ungewollte Chrom karbidbildung, welche sehr grob werden können, sich besonders entlang der Korngrenzen bilden und damit die Zähigkeit deutlich verschlechtern würden. Für einen signifikanten Effekt wird ein Gehalt von mindestens 0,0030 % eingestellt. Für eine gute und problemlose Vergieß barkeit der Schmelze/des Stahls ist der Gehalt auf maximal 0,040 % begrenzt. Wird ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,0070 % eingestellt, kann der Restaustenit gegen Zementit- bildung stabilisiert werden und bei einem Gehalt vorzugsweise von mindestens 0,0090 %, bevorzugt von mindesten 0,011 % die Bainitbildung beschleunigt werden. Um eine ver besserte Schweißbarkeit zu erzielen, kann der Gehalt insbesondere auf maximal 0,030 % und vorzugsweise auf maximal 0,025 % eingestellt werden, so dass sich beispielsweise erzeugte Chromnitride sehr fein ausbilden 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 auf maximal 0,10 % begrenzt wird. Negative Einflüsse auf die Umformbarkeit können sicher ausgeschlossen werden, wenn der Gehalt insbesondere auf maximal 0,050 Gew.-%, zur zusätzlichen Verringerung der Seigerungseffekte vorzugsweise auf maximal 0,030 Gew.-% begrenzt wird.
Schwefel (S) zählt im weitesten Sinne ebenfalls zu einer Verunreinigung kann mit einem Gehalt auf maximal 0,050 % eingestellt werden, um eine starke Neigung zur Seigerung und negative Beeinflussung der Umformbarkeit in Folge von übermäßiger Bildung von Sulfiden (FeS; MnS; (Mn, Fe)S) zu vermeiden. Der Gehalt wird daher insbesondere auf maximal 0,020 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,0080 % begrenzt. In der Regel wird Calcium zur Entschwefelung und Einstellung der S-Gehalts in Abhängigkeit von Ca-Gehalt zulegiert.
Das Stahlflachprodukt kann optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (AI, V, Ti, Nb, Ni, Mo, W, Ca) enthalten.
Aluminium (AI) kann als optionales Legierungselement, insbesondere als Desoxidationsmittel, mit einem Gehalt von maximal 0,050 % zulegiert werden, wobei zur sicheren Abbindung von eventuell vorhandenem Sauerstoff (0) ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,0010 % zulegiert werden kann. Oberhalb eines Gehalts von 0,050 % besteht jedoch die erhöhte Gefahr, dass sich (gröberes) Aluminiumnitrid bildet, somit ungewollt Stickstoff abgebunden und dadurch auch die Kaltwalzbarkeit verschlechtert wird. Insbesondere wird der Gehalt auf maximal 0,015 % begrenzt, um die Bildung von Aluminiumnitrid sicher auszuschließen zu können.
Vanadium (V) kann als optionales Legierungselement zur Kornfeinung mit einem Gehalt bis maximal 0,20 % zulegiert werden, so dass insbesondere kein negativer Einfluss auf die Bruchdehnung erfolgt. Um einen gewünschten Effekt der Kornfeinung zu erreichen, kann ins besondere ein Gehalt von mindestens 0,0010 % zulegiert werden. Titan (Ti) kann als optionales Legierungselement als Mikroseigerungselement mit einem Gehalt bis maximal 0,010 % zulegiert werden, so dass insbesondere ein unerwünschtes Abbinden mit Stickstoff ausgeschlossen werden kann, wodurch sich sehr harte und grobe Titannitride bilden würden, welche zu einer Versprödung führen könnten. Um den freien Stick stoffgehalt genau einzustellen, kann ein Gehalt von insbesondere mindestens 0,0010 % zulegiert werden.
Niob (Nb) kann als optionales Legierungselement zur Kornfeinung mit einem Gehalt bis maximal 0,10 % zulegiert werden, um insbesondere ein Abbinden von Stickstoff zu Niobnitrid zu vermeiden. Um einen gewünschten Effekt der Kornfeinung zu erreichen, kann insbeson dere ein Gehalt von mindestens 0,0010 % zulegiert werden.
Nickel (Ni) kann als optionales Legierungselement ebenso wie Chrom die Umwandlung in Austenit verbessern, die Festigkeit erhöhen und die Prozessstabilität bei längerer Haltezeit während der Bainitbildung verbessern, so dass ein Gehalt bis maximal 0,40 % zulegiert werden kann, um insbesondere die Bainitbildung nicht zu verlangsamen. Beispielsweise wird Nickel in Verbindung mit Kupfer zulegiert, da bei Kupferzugabe Nickel den negativen Einfluss von Kupfer auf die Warmwalzbarkeit im Wesentlichen unterdrückt. Hierzu kann beispielsweise ein Kupfergehalt zwischen 0,3*Nickel und 0,7*Nickel hinzulegiert werden, um das Eisen- Kupfer-Eutektikum und damit die Bildung einer Flüssigphase an der Oberfläche beim Warm walzen zu verhindern. Um einen gewünschten Effekt der vorgenannten Verbesserung zu erreichen, kann insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,010 % zulegiert werden.
Kupfer (Cu) kann als optionales Legierungselement zur Erhöhung der Härte und Festigkeit mit einem Gehalt von maximal 0,80 % zulegiert werden, um insbesondere die Schweißeignung und die Warmwalzbarkeit aufgrund niedrigschmelzender Cu-Phasen an der Oberfläche nicht zu verschlechtern. Um die festigkeitssteigernde Wirkung zu gewährleisten, aber auch um den Widerstand gegen atmosphärische Korrosion bei unbeschichteten Stahlflachprodukten zu verbessern, kann ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,010 % zulegiert werden.
Molybdän (Mo) kann als optionales Legierungselement die Festigkeit und die Härte erhöhen, insbesondere auch zur Verbesserung der Prozessstabilität, da Molybdän die Ferritbildung deutlich verlangsamt und kaum auf die Bainitbildung im Temperaturbereich zwischen 300 und 580°C wirkt, so dass ein Gehalt bis maximal 1,00 % zulegiert werden kann. Insbesondere kann ein Gehalt von mindestens 0,0020 % zulegiert werden, bei welchem sich dynamisch Molybdän-Kohlenstoff Cluster bis hin zu ultrafeinen Molybdänkarbiden auf den Korngrenzen bilden können, welche die Beweglichkeit der Korngrenze und somit diffusive Phasen umwandlungen deutlich verlangsamen. Außerdem kann die Korngrenzenenergie verringert werden, was wiederum die Nukleationsrate von Ferrit verringern kann.
Wolfram (W) kann als optionales Legierungselement ähnlich wie Molybdän wirken, wobei ein Gehalt bis maximal 1,00 % zulegiert werden kann. Um einen positiven Effekt auf die Härte/ Härtbarkeit nehmen zu können, kann ein Gehalt insbesondere von mindestens 0,0010 % zulegiert werden.
Calcium (Ca) kann als optionales Legierungselement der Schmelze als Entschwefelungsmittel und zur gezielten Sulfidbeeinflussung in Gehalten bis maximal 0,0050 % zulegiert werden, was zu einer veränderten Plastizität der Sulfide bei der Warmwalzung führen kann. Darüber hinaus kann durch die Zugabe von Ca auch das Kaltumformverhalten verbessert werden. Die beschriebenen Effekte können ab einem Gehalt insbesondere von mindestens 0,0001 %, vorzugsweise von mindestens 0,0003 % wirksam sein.
Neben Eisen kann das Stahlflachprodukt herstellungsbedingt als unvermeidbare Verunreini gungen eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe (0, H, As) enthalten, welche nicht gezielt als Legierungselemente zulegiert werden.
Sauerstoff (0) ist eine unerwünschte, aber aus technischen Gründen in der Regel nicht vermeidbare Verunreinigung. Der Gehalt für Sauerstoff wird auf maximal 0,0050 %, insbeson dere auf maximal 0,0020 % begrenzt.
Wasserstoff (H) kann als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich sein und zu Aufreißungen im Stahlflachprodukt führen. Die mögliche Verunreinigung Wasser stoff wird daher auf einen Gehalt von maximal 0,0010 %, insbesondere von maximal 0,0004 %, vorzugsweise von maximal 0,0002 % reduziert.
Arsen (As) ist eine Verunreinigung, die im Stahlflachprodukt vorhanden sein kann, wobei der Gehalt auf maximal 0,020 % begrenzt wird, um negative Einflüsse zu vermeiden.
Die als optional angegebenen Legierungselemente können insbesondere alternativ auch als Verunreinigungen in Gehalten unterhalb der angegebenen Mindestgrenzen toleriert werden, ohne die Eigenschaften des Stahlflachprodukts zu beeinflussen, vorzugsweise nicht zu ver schlechtern.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird in Schritt h) das Austenitisieren auf T_A mit einer Aufheizrate dTA von mindestens 1,0 K/s zwischen 600 und 800°C durchgeführt. Das gezielte Einstellen der Aufheizrate dTA im Bereich zwischen 600 und 800°C hat u. a. Einfluss auf die Ausbildung der Austenitkorngröße, welche insofern wichtig ist, da sie Einfluss auf die bainitische Umwandlungsgeschwindigkeit aber auch die finalen Eigen schaften im Gefüge nach Wärmebehandlung ausübt. Je schneller in diesem Bereich aufge heizt wird, desto mehr Austenitkeime können sich bilden, die sich gegenseitig blockieren, in ihrem Wachstum verlangsamen, und somit zu einem insgesamt feinen Austenitkorn führen. Unterhalb von 600°C kommt es beispielsweise in kontinuierlichen Wärmebehandlungsanlagen zu keinen relevanten Rekristallisationsprozessen, außerdem findet kaum Zementit- vergröberung statt, so dass die Aufheizrate unterhalb von 600°C einfach den technischen Gegebenheiten folgen kann. Insbesondere beträgt die Aufheizrate dTA von mindestens 2 K/s, vorzugsweise mindestens 2,5 K/s, so dass sich ein besonders feines Austenitkorn bilden kann. Für eine gleichmäßige Erwärmung ist eine Aufheizrate dTA bis zu 50 K/s hilfreich, jedoch können grundsätzlich auch höhere Aufheizraten dTA gewählt werden.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird in Schritt h) nach Erreichen der Temperatur T_A das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei der Temperatur T_A für eine Haltedauer t_A zwischen 1 und 300s gehalten. Zur Verhinderung einer Kornvergröberung sollte die Haltedauer t_A von 300s nicht überschreiten. Insbesondere kann die Haltedauer t_A bis maximal 200s gewählt werden, um beispielsweise eine Diffusion von unerwünschten Begleitelementen wie Phosphor auf die Austenitkorngrenzen zu begrenzen.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens erfolgt in Schritt h) das Ab schrecken in zwei Stufen, so dass zunächst auf eine Zwischentemperatur T_Z zwischen 640 und 800°C mit einer Abkühlrate dTZ von mindestens 0,50 K/s und anschließend auf die Temperatur T_B zwischen 300 und 580°C mit einer Abkühlrate dTB von mindestens 10 K/s abgeschreckt wird, wobei dTB größer als dTZ ist. Somit können die Abkühlrate dTZ einer Vorkühlung und die Abkühlrate dTB einer Schnellkühlung entsprechen. Auch wenn für die finalen Eigenschaften im Gefüge ein Abschrecken in zwei Stufen nicht unbedingt erforderlich ist, kann es dennoch aus prozesstechnischen Gründen wirtschaftlich sein, ein Zweistufen abschrecken vorzusehen. Zum einen kann das Stahlflachprodukt durch die Vorkühlung langsamer und homogener abkühlt werden. Zum anderen kann der Bereich oder die Strecke mit Schnellkühlung häufig anlagentechnisch begrenzt sein, so dass bei Vorsehen einer Vorkühlung auf Zwischentemperatur, eine Schnellkühlung von Zwischentemperatur die Temperatur T_B deutlich einfacher umgesetzt werden kann. Damit die Vorkühlung nicht zu einer unerwünschten Ferritbildung führt, muss die Zwischentemperatur T_Z und die Abkühl rate dTZ zu der Zwischentemperatur hoch genug sein. Die Zwischentemperatur beträgt somit mindestens 640°C, um grobe Ferritbildung zu verhindern, insbesondere mindestens 700°C betragen, um beispielsweise die proeutektoide Ferritbildung komplett unterdrücken zu können. Die Abkühlrate dTZ beträgt mindestens 0,5 K/s, um grobe Ferritbildung zu ver hindern, insbesondere mindestens 1,5 K/s, um beispielsweise die proeutektoide Ferritbildung komplett unterdrücken zu können. Die Abkühlrate dTZ kann bis maximal 10 K/s oder bei Bedarf auch mehr gewählt werden. Die Abkühlrate dTB beträgt mindestens 10 K/s, um eine Ferritbildung zu verhindern. Insbesondere kann Abkühlrate dTB mindestens 20 K/s betragen, um beispielsweise auch eine vollständige Bainitbildung im oberen Temperaturbereich unterdrücken zu können. Die Abkühlrate dTB kann aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 200 K/s, insbesondere auf maximal 150 K/s begrenzt sein.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen Verfahrens wird in Schritt h) nach Erreichen der Temperatur T_B das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei der Temperatur T_B für eine Haltedauer t_B von mindestens 15s gehalten. Die Haltedauer t_B bei der Temperatur T_B beträgt mindestens 15s. Je länger die Haltedauer gewählt wird, desto vollständiger kann sich der Austenit in Bainit umwandeln, wobei stabilisierter Restaustenit durchaus Teil des Bainits sein kann. Die Haltedauer t_B kann insbesondere mit mindestens 25s, um beispiels weise größere Austenitbereiche stabilisieren zu können, und vorzugsweise mit mindestens 35s gewählt werden, um beispielsweise die Bildung von frischem Martensit zu minimieren, welcher zu Versprödung führen würde. Die Haltedauer t_B kann beispielsweise auf maximal 100s begrenzt sein, wobei sie insbesondere bei Bedarf und abhängig von der Ausführung der Anlage durchaus aber auch höher liegen kann.
Damit sich kein überschüssiger Martensit im Gefüge bilden kann, und insbesondere ein Über schreiten eines Martensit-Anteils im Gefüge von über 40 % zu verhindern, ist optional eine Temperatur T_B_min von Ms-50°C, insbesondere von Ms-25°C, nicht zu unterschreiten. Eine im Rahmen der angegebenen Grenzen geringfügige Unterschreitung der Ms-Temperatur kann die Bainitkeimbildung beispielsweise an Martensitlanzetten erleichtern und somit zu einer allgemeinen Beschleunigung der Bainitbildung führen. Es ist also durchaus möglich, die Bainitbildung für ein paar Sekunden beginnen zu lassen, dann kurz unter Ms zu kühlen oder auch direkt ohne vorherige Bainitbildung unter Ms zu kühlen und anschließend wieder in den Bereich der Temperatur T_B zwischen mindestens 300 und maximal 580°C, insbesondere zwischen mindestens 340 und maximal 550°C, vorzugsweise zwischen 380 und 510°C zurückzukehren, um die Bainitbildung abzuschließen. Je nach Auswahl der Legierungs elemente kann es bei besonders geringen Kohlenstoffgehalten Vorkommen, dass die Ms- Temperatur größer ist als mindestens 300°C, insbesondere mindestens 340°C, vorzugsweise mindestens 380°C, so dass in diesem Fall während der Haltedauer t_B die Temperatur von mindestens 300°C, insbesondere von mindestens 340°C, vorzugsweise von mindestens 380°C nicht unterschritten werden soll.
Das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlflachprodukt weist gemäß einer Ausgestaltung ein Gefüge aus Martensit mit einem Anteil zwischen 0,5 und 40 %, insbesondere zwischen 3 und 33 %, vorzugsweise zwischen 5 und 28 %, Restaustenit mit einem Anteil zwischen 5 und 22 %, sowie einem Rest Bainit und unvermeidbarer Gefügebestandteile, auf. Der Anteil an Bainit im Gefüge liegt insbesondere mit mindestens 55 %, vorzugsweise mit mindestens 60 % vor. Der Anteil an Martensit kann im Gefüge insbesondere mindestens 8 %, vorzugsweise mindestens 10 % betragen, und bevorzugt auf maximal 26 %, besonders bevorzugt auf maximal 24 % begrenzt sein. Weiter bevorzugt kann der Martensit dabei komplett oder teil weise angelassen sein. Der Anteil an Restaustenit kann im Gefüge insbesondere mindestens 8 %, vorzugsweise mindestens 10 % betragen, und insbesondere auf maximal 20 %, vor zugsweise auf maximal 18 % begrenzt sein. Dabei kann fein verteilter Austenit und/oder auch Karbide durchaus Teil des Bainits und/oder angelassenem Martensit sein. Als unvermeidbare Gefügebestandteile können Anteile in Form Ferrit, Perlit und/oder Zementit außerhalb von Bainit und Martensit vorhanden sein, welche bis zu maximal 10 % zugelassen werden, insbe sondere bis zu maximal 8 %, vorzugsweise bis zu maximal 6 %, bevorzugt bis zu maximal 4 %. Ebenfalls können Ausscheidung in Form von Chromnitriden im Gefüge vorhanden sein.
Gemäß einer Ausgestaltung des erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukts liegt Bainit auch in Form von Lanzetten-Bainit und das Verhältnis der Anteile Lanzetten-Bainit zu Bainit mit mindestens 60 %, insbesondere mit mindestens 65 %, vorzugsweise mit mindes tens 70 % vor. Hierdurch kann ein feineres und/oder bruchzäheres Gefüge erreicht werden. Des Weiteren kann dieser durch seine Feinheit besonders zur Festigkeitssteigerung beitragen und erlaubt auch eine beschleunigte Stabilisierung von Restaustenit durch besonders kurze Diffusionswege des Kohlenstoffs vom bainitischen Ferrit zum Austenit. Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
In einem ersten Ausführungsbeispiel wurde eine Schmelze A bestehend aus (in Gew.-%) C = 0,217 %, Si = 0,98 %, Mn = 1,56 %, Cr = 0,8 %, N = 0,019 %, P = 0,01 %, S = 0,003 %, AI = 0,01 %, Ti = 0,003 %, Nb = 0,001 %, Mo = 0,005 %, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen erzeugt, zu einem Vorprodukt vergossen, und nach Erstarrung in Form von Brammen abgeteilt. Hier nicht angegebene Legierungselemente lagen dabei nicht in mess baren Gehalten bzw. nur als unvermeidbare Verunreinigungen vor. Es wurde zugelassen, dass sich die Brammen auf Umgebungstemperatur abkühlen. Die Brammen wurden in einem Hub balkenofen auf eine Temperatur von 1250°C wiedererwärmt bzw. durchwärmt, so dass das Gefüge des Vorprodukts vollständig aus Austenit bestand und sich alle Ausscheidungen, die sich im Zuge des Stranggießens im Gefüge gebildet hatten, auflösen konnten. Die Bramme wurde nach erfolgter Wiedererwärmung einer Walzstraße zugeführt, in welcher die Bramme zunächst in einem (Vor-)Gerüst reversierend mit einer Walzendtemperatur von 1100°C zu einem Zwischenflachprodukt zwischenwarmgewalzt wurde und das Zwischenflachprodukt an schließend in einer beispielsweise siebengerüstigen Fertig-/Warmwalzstaffel zu einem warm gewalzten Stahlflachprodukt (Warmband) auf eine Dicke von 3mm fertig-/warmgewalzt wurde, wobei die Walzendtemperatur 890°C und der Warmwalzgrad im letzten Walzstich 15 % betrugen. Unmittelbar nach dem letzten Walzstich wurde das warmgewalzte Stahlflachprodukt aktiv, mit Wasser entlang einer Kühlstrecke auf eine Haspeltemperatur von 560°C abgekühlt. Es folgte eine Coilabkühung auf Umgebungstemperatur. Das warmgewalzte Stahlflachprodukt wurde in einer beispielsweise fünfgerüstigen Kaltwalzstaffel mit einem gesamten Kaltwalzgrad von 50 % zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt (Kaltband) auf eine Dicke von 1,5mm kaltgewalzt. Aus dem kaltgewalzten Stahlflachprodukt wurden zehn Proben in Form von Platinen abgeteilt, Proben 1 bis 10, und weiteren Untersuchungen zugeführt.
In einem zweiten Ausführungsbeispiel wurden die gleichen Bedingungen wie beim ersten Ausführungsbeispiel zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts berücksichtigt, jedoch mit dem Unterschied, dass eine Schmelze B bestehend aus (in Gew.-%) C = 0,221 %, Si = 1,0 %, Mn = 1,58 %, Cr = 0,8 %, N = 0,0092 %, P = 0,011 %, S = 0,004 %, AI = 0,032 %, Ti = 0,004 %, Nb = 0,001 %, Mo = 0,003 %, Rest Fe und unvermeidbare Verunreini gungen vergossen wurde. Aus diesem kaltgewalzten Stahlflachprodukt wurden zwei Proben in Form von Platinen abgeteilt, Proben 11 und 12, und weiteren Untersuchungen zugeführt.
Tabelle 1
Tabelle 2 Die Proben 1 bis 12 wurden im Labormaßstab einer Wärmebehandlung mit den definierten Angaben gemäß Schritt h) unterzogen, um das gewünschte bainitische Grundgefüge im kalt gewalzten Stahlflachprodukt einzustellen. Die einzelnen Parameter in Schritt h) sind in der Tabelle 1 aufgeführt. In der Tabelle 2 sind das Gefüge und die zugehörigen Eigenschaften angegeben. Die mit Stern* gekennzeichneten Proben sind erfindungsgemäß.
Da der Restaustenit nach Volumen diffraktometrisch, beispielsweise mittels XRD, gemessen wird, kann dieser durchaus auch Bestandteil von Bainit und/oder Martensit sein, so dass sich in der Addition der Gefügebestandteile zum Teil mehr als 100 % ergeben können. Je nach dem, wie grob der Restaustenit ist, kann dieser aber auch als eigener Gefügebestandteil gewertet werden, n.b. bedeutet nicht bestimmbar.

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem baini- tischen Grundgefüge umfassend die Schritte: a) Vergießen einer Schmelze bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreini gungen (in Gew.-%) aus
C: 0,10 bis 0,30 %,
Si: 0,40 bis 1,20 %,
Mn: 1,00 bis 2,00 %,
Cr: 0,50 bis 1,50 %,
N: 0,0030 bis 0,040 %,
P: bis 0,10 %,
S: bis 0,050 %, wobei P und S zu den Verunreinigungen zählen können, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (AI, V, Ti, Nb, Ni, Mo, W, Ca) mit
AI: bis 0,050 %,
V: bis 0,20 %,
Ti: bis 0,010 %,
Nb: bis 0,10 %,
Ni: bis 0,40 %,
Cu: bis 0,80 %,
Mo: bis 1,00 %,
W: bis 1,00 %,
Ca: bis 0,0050 %, zu einem Vorprodukt; b) Wiedererwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vor produkts bei einer Temperatur zwischen 1100 und 1350 °C; c) optionales Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Zwischenflachprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten bei einer Walzendtemperatur zwischen 950 und 1250°C; d) Warmwalzen des Vorprodukts oder des optionalen Zwischenflachprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt in einem oder mehreren Walzgerüsten bei einer Walzendtemperatur zwischen 800 und 1000°C; e) Haspeln des warmgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Haspeltemperatur zwischen 400 und 650°C; f) optionales Glühen des warmgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur zwischen 500 und 900 °C; g) Kaltwalzen des warmgewalzten und optional geglühten Stahlflachprodukts in einem oder mehreren Walzgerüsten mit einem gesamten Kaltwalzgrad von mindestens 30 %; h) Wärmebehandlung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einem Austenitisieren bei einer Temperatur T_A zwischen oberhalb von 800 und 950°C, einem Ab schrecken auf eine Temperatur T_B zwischen 300 und 580°C, derart, dass sich ein bainitisches Grundgefüge im kaltgewalzten Stahlflachprodukt einstellt.
2. Verfahren nach Anspruch 1, wobei in Schritt h) das Austenitisieren auf T_A mit einer Aufheizrate dTA von mindestens 1,0 K/s zwischen 600 und 800 °C durchgeführt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1, wobei in Schritt h) nach Erreichen der Temperatur T_A das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei der Temperatur T_A für eine Haltedauer t_A zwischen 1 und 300 s gehalten wird.
4. Verfahren nach Anspruch 1, wobei in Schritt h) das Abschrecken in zwei Stufen erfolgt, so dass zunächst auf eine Zwischentemperatur T_Z zwischen 640 und 800 °C mit einer Abkühlrate dTZ von mindestens 0,50 K/s und anschließend auf die Temperatur T_B zwischen 300 und 580 °C mit einer Abkühlrate dTB von mindestens 10 K/s abgeschreckt wird, wobei dTB größer als dTZ ist.
5. Verfahren nach Anspruch 1 oder 3, wobei in Schritt h) nach Erreichen der Temperatur T_B das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei der Temperatur T_B für eine Haltedauer t_B von mindestens 15 s gehalten wird.
6. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem bainitischen Grundgefüge, insbesondere her gestellt nach einem der vorhergehenden Ansprüche, welches neben Fe und her stellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,10 bis 0,30 %,
Si: 0,40 bis 1,20 %,
Mn: 1,00 bis 2,00 %,
Cr: 0,50 bis 1,50 %,
N: 0,0030 bis 0,040 %,
P: bis 0,10 %,
S: bis 0,050 %, wobei P und S zu den Verunreinigungen zählen können, optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (AI, V, Ti, Nb, Ni, Mo, W, Ca) mit
AI: bis 0,050 %,
V: bis 0,20 %,
Ti: bis 0,010 %,
Nb: bis 0,10 %,
Ni: bis 0,40 %,
Cu: bis 0,80 %,
Mo: bis 1,00 %,
W: bis 1,00 %,
Ca: bis 0,0050 %, besteht, wobei das Gefüge des kaltgewalzten Stahlflachprodukts folgende Anteile auf weist: mindestens 0,5 % Martensit, mindestens 5 % Restaustenit,
Rest Bainit und unvermeidbare Gefügebestandteile.
7. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 6, wobei Bainit auch in Form von Lanzetten-Bainit und das Verhältnis der Anteile Lanzetten-Bainit zu Bainit mit mindes tens 60 % vorliegt.
8. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 6, wobei der Anteil von Bainit mindes tens 60 % beträgt.
9. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 6, wobei der Anteil von Restaustenit mindestens 8 % beträgt.
10. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 6, wobei der Anteil von Martensit min destens 10 % beträgt.
11. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 6, wobei die unvermeidbaren Gefüge bestandteile bis zu maximal 10 % betragen können und insbesondere Anteile in Form von Ferrit, Perlit und/oder Zementit außerhalb von Bainit und Martensit vorhanden sein können.
12. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 6 bis 11, wobei das kalt gewalzte Stahlblech eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 1000 MPa aufweist.
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