WO1997000331A1 - Mehrphasiger stahl, erzeugung von walzprodukten und verwendung des stahls - Google Patents

Mehrphasiger stahl, erzeugung von walzprodukten und verwendung des stahls Download PDF

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Definitions

  • Multi-phase steel production of rolled products and use of the steel
  • the invention relates to a multi-phase steel, a method for producing rolled products from this steel with up to 70 vol .-% polygonal-ferritic structure and its use.
  • the steel should have high strength, good cold formability and improved surface quality after the last hot working step.
  • Known steels with predominantly polygonal ferrite in the structure and martensite embedded therein consist of (in mass%) 0.03 to 0.12% C, up to 0.8% Si and 0.8 to 1.7% Mn (DE 29 24 340 C2) or 0.02 to 0.2% C, 0.05 to 2.0% Si, 0.5 to 2% Mn, 0.3 to 1.5% Cr and up to 1% Cu, Ni and Mo (EP 0 072 867 B1). Both steels are calmed with aluminum and contain soluble residual contents of less than 0.1% AI. Silicon in these steels promotes ferrite transformation. In combination with manganese and possibly chromium, pearlite formation is suppressed. This ensures the sufficient enrichment of carbon in the second phase and the Polygonal ferrite formation predominantly achieved in relation to the second phase.
  • Impurities such as phosphorus and sulfur
  • Characteristic of the steel according to the invention is the aluminum content, which is considerably increased compared to known steels with 1.1-2.2%.
  • the silicon content was limited to less than 0.2% according to the invention.
  • Known steels of this type require silicon contents over 0.5%.
  • the steel alloyed with aluminum according to the invention has the aforementioned multi-phase structure with residual austenite and has excellent mechanical properties. Above all, the surface quality of the thermoformed product after the last thermoforming stage is much better than was previously known from silicon-alloyed steels. The formation of pearlite is significantly delayed compared to known steels and can be safely avoided if the claimed process parameters are observed.
  • the carbon content is within the normal range for generic steels.
  • Manganese is added in an amount of 1.2 to 3.5% to avoid pearlite formation. Manganese has a solidifying effect and increases the strength level. The contents of carbon and manganese are interchangeable under the aspects of pearlite avoidance and effects on ferrite formation within the framework set by the carbon equivalent.
  • the carbon equivalent is determined as:
  • intersection of the carbon equivalent value and the corresponding aluminum value should lie, according to the invention, in the hatched area in FIG. 1 in order to obtain a ferrite content below 70% by volume and residual austenite contents of over 4% by volume under large-scale production conditions.
  • titanium up to 0.05% ensures nitrogen removal and prevents the formation of elongated manganese sulfides.
  • Chromium in an amount of up to 0.8% can be added to improve the martensite resistance and to prevent pearlite formation.
  • molybdenum increases the range of successful cooling rates.
  • Copper and nickel in an amount of up to 0.5% each can help lower the transition temperature and prevent pearlite.
  • Treatment of the molten metal with calcium silicon is advisable to influence the formation of sulfides.
  • the hot rolling end temperature ET should be in the range of
  • the Ar3 temperature which should be in the range of 750 to 950 ° C, is calculated as follows:
  • the cooling from the hot rolling end temperature to the reel temperature between 200 and 500 ° C is accelerated with a cooling rate of 15 to 70 K / s.
  • the process according to the invention can be used to promote the formation of polygonal ferrite in the range from Ar3 to Ar3 - 200 ° C by taking a cooling break of 2 to 30 ⁇ , in which the cooling rate is below 15 K / s.
  • FIG. 2 shows a schematic illustration of the production of hot strip coupled with the cooling process of the steel according to the invention during and after hot rolling.
  • a steel A according to the invention of the composition according to Table 1 was hot-rolled to a final strip thickness of 3.7 mm with a hot-rolling final temperature of 855 ° C.
  • the steel according to the invention is particularly suitable for the production of cold-formed automotive structural elements, such as floor reinforcement elements, wishbones, or for wheel disks.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen mehrphasigen Stahl, ein Verfahren zur Erzeugung von Walzprodukten aus diesem Stahl mit bis zu 70 Vol. -% polygonal-ferritischem Gefüge sowie seine Verwendung. Der Stahl soll hohe Festigkeit, gutes Kaltumformvermögen sowie verbesserte Oberflächenqualität nach der letzten Warmverformungsstufe besitzen.

Description

Mehrphasiger Stahl, Erzeugung von Walzprodukten und Verwendung des Stahls
Die Erfindung betrifft einen mehrphasigen Stahl, ein Verfahren zur Erzeugung von Walzprodukten aus diesem Stahl mit bis zu 70 Vol.-% polygonal-ferritischem Gefüge sowie seine Verwendung. Der Stahl soll hohe Festigkeit, gutes Kaltumformvermögen sowie verbesserte Oberflächenqualität nach der letzten Warmverformungsstufe besitzen.
Es sind Dualphasenstähle mit einem Gefüge bekannt, welches z. B. bis zu 80 Vol.-% aus polygonalem relativ weichen Ferrit und Rest aus kohlenstoffreichem Martensit besteht. Die in kleinerer Menge vorliegende kohlenstoffreiche zweite Phase ist inselförmig in der voreutektoiden ferritischen Phase eingelagert . Ein derartiger Stahl hat gute mechanische Eigenschaf en und gutes Kaltumformvermögen.
Bekannte Stähle mit überwiegend polygonalem Ferrit im Gefüge sowie darin eingelagertem Martensit bestehen aus (in Masse-%) 0,03 bis 0,12 % C, bis 0,8 % Si und 0,8 bis 1,7 % Mn (DE 29 24 340 C2) oder 0,02 bis 0,2 % C, 0,05 bis 2,0 % Si, 0,5 bis 2 % Mn, 0,3 bis 1,5 % Cr sowie bis 1 % Cu, Ni und Mo (EP 0 072 867 Bl) . Beide Stähle sind aluminiumberuhigt und enthalten lösliche Restgehalte von weniger als 0,1 % AI. Silizium in diesen Stählen fördert die Ferritumwandlung. In Kombination mit Mangan und gegebenenfalls Chrom wird die Perlitbildung unterdrückt. Dadurch wird die ausreichende Anreicherung von Kohlenstoff in der zweiten Phase sichergestellt und die Bildung von polygonalem Ferrit im überwiegenden Verhältnis zur zweiten Phase erreicht. Diese bekannten Legierungen haben jedoch den Nachteil, daß sich beim Warmwalzen eine inhomogene Oberflächenstruktur ausbildet, die durch Zungen von rotem Zunder sichtbar wird. Nach dem Beizen verbleiben Unebenheiten auf der Oberfläche. Für viele Anwendungsfälle ist derartiges Material nicht verkaufsfähig. Bisher ist es nicht gelungen, die Oberflächenqualität dieser warmgewalzten Stähle zu verbessern. Deshalb sind diese Stähle für bestimmte Zwecke, wie kaltumgeformte Radscheiben von Kraftfahrzeugen oder andere durch Kaltumformung zu erzeugende Produkte, wie kaltumgeformte Bauprofile und dgl. , nicht einsetzbar. Darüberhinaus erreichen Stähle dieses Typs mit überwiegendem Anteil an verhältnismäßig weichem polygonalem Ferrit im Gefüge nur Zugfestigkeiten bis 700 N/mm2. Dadurch ist der linear mit der Festigkeit verknüpften Gewichtsreduktion enge Grenzen gesetzt.
Daraus leitet sich die Aufgabe ab, einen Stahl zu entwickeln, der das hervorragende Spektrum der mechanischen Eigenschaften bekannter Stähle zumindestens in gleicher Größe aufweist, höhere Festigkeiten erreicht als die bekannten Dualphasenstähle und ebenso gut kaltumformbar ist wie diese, jedoch nach der Erzeugung durch Warmumformung eine bessere Oberflächenstruktur aufweist als diese Stähle. Zur Lösung dieser Aufgabe wird ein mehrphasiger Stahl mit (in Masse-%)
0,12 bis 0,3 % Kohlenstoff
1,2 bis 3,5 % Mangan
1,1 bis 2,2 % Aluminium weniger als 0,2 % Silizium
Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer
Verunreinigungen, wie Phosphor und Schwefel,
mit einem perlitfreien Gefüge aus weniger als 70 Vol.-% weichem polygonalem Ferrit und dem Rest bainitischem Ferrit und mehr als 4 Vol.-%, bevorzugt bis 20 Vol.-%, kohlenεtoffangereichertem Restaustenit sowie gegebenenfalls zusätzlich kleineren Anteilen an kohlenstoffangereichertem Martensit vorgeschlagen, der Aluminium in einer Menge von in Masse-%
AI * 7,6 • Caqu. - 0,36 enthält mit einem Kohlenstoffäquivalent (Caqu.)
0,2 5 Caqu.=% C + 1/20% Mn + 1/20% Cr + 1/15% Mo ^ 0,325.
Ein solcher Stahl übertrifft das Produkt Rm . A5 bekannter siliziumlegierter Dualphaεenstähle und weist nach Abschluß der Warmumformung verbesserte Oberflächenqualität auf, wie sie z. B. für Radscheiben von Kraftfahrzeugen gefordert wird, die durch Kaltumformung des warmgewalzten Stahls erzeugt werden. Zusätzlich können dem Stahl folgende weitere Elemente bis zu den angegebenen Mengen (in Masse-%) zulegiert werden:
bis 0,05 % Titan bis 0,8 % Chrom bis 0,5 % Molybdän bis 0,8 % Kupfer bis 0,5 % Nickel. Ein derartiger anstelle von Silizium mit Aluminium legierter Stahl erreicht ein Produkt
Rm • A5 > 18.000 N/mm2 ■ % d.h. eine Bruchdehnung
As > 18000/ Rm in % bei einem Zugfestigkeitswert
Rm bis 900 N/mm2.
Kennzeichen des erfindungsgemäßen Stahls ist der gegenüber bekannten Stählen mit 1,1 - 2,2 % erheblich erhöhte Gehalt an Aluminium. Dafür wurde erfindungsgemäß der Gehalt an Silizium auf weniger als 0,2 % begrenzt.
Bekannte Stähle dieses Typs benötigen dagegen Siliziumgehalte über 0,5 %. Der erfindungsgemäß mit Aluminium legierte Stahl weist die erwähnte Mehrphasen- Gefügestruktur mit Restaustenit auf und hat hervorragende mechanische Eigenschaften. Vor allem ist die Oberflächenqualität des warmverformten Erzeugnisses nach der letzten Warmverformungsstufe wesentlich besser, als man dies von siliziumlegierten Stählen bisher kannte. Die Perlitbildung wird gegenüber bekannten Stählen deutlich verzögert und kann bei Einhaltung der beanspruchten Verfahrensparameter sicher vermieden werden.
Der Kohlenstoffgehalt liegt mit 0,12 bis 0,3 % in dem für gattungsge äße Stähle üblichen Rahmen.
Mangan wird in einer Menge von 1,2 bis 3,5 % zugegeben, um die Perlitbildung zu vermeiden. Mangan wirkt mischkristallverfestigend und hebt das Festigkeitεniveau. Die Gehalte an Kohlenstoff und Mangan sind unter den Aspekten der Perlitvermeidung und Wirkung auf die Ferritbildung innerhalb des durch das Kohlenstoffäquivalent gesteckten Rahmens austauschbar. Das Kohlenstoffäquivalent wird ermittelt zu:
0,2 ; C4qu.=% C + 1/20 % Mn + 1/20 % Cr + 1/15 % Mo ^ 0,325
Der Schnittpunkt des Kohlenstoffäquivalenzwertes und des dazu passenden Aluminiumwertes soll erfindungsge äß in dem schraffierten Bereich in der Fig. 1 liegen, um unter großtechnischen Produktionsbedingungen einen Ferritanteil unter 70 Vol-% und Restaustenitgehalte von über 4 Vol.-% zu erhalten.
Ein Zusatz von Titan bis 0,05 % sichert die Stickstoffabbindung und vermeidet die Ausbildung gestreckter Mangansulfide.
Chrom in einer Menge bis 0,8 % kann zur Verbesserung der Martensitanlaßbeständigkeit und zur Vermeidung von Perlitbildung zugesetzt werden.
Molybdän vergrößert in einer Menge bis 0,5 % die Spannbreite erfolgreicher Abkühlraten.
Kupfer und Nickel in einer Menge bis jeweils 0,5 % können zur Absenkung der Umwandlungstemperatur und zur Vermeidung von Perlit beitragen.
Zur Beeinflussung der Einfor ung von Sulfiden ist eine Behandlung der Metallschmelze mit Kalzium-Silizium sinnvoll.
Die Warmwalzendtemperatur ET sollte im Bereich von
Ar3 - 50 °C < ET < Ar3 + 100 °C liegen. Die Ar3-Temperatur, die im Bereich von 750 bis 950 °C liegen soll, errechnet sich wie folgt:
750 °C x Ar3 = 900 + 100 %A1 - 60 %Mn- 300 % C 950 °C
Die Abkühlung von der Warmwalzendtemperatur auf die zwischen 200 und 500 °C liegende Haspeltemperatur erfolgt beschleunigt mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 15 bis 70 K/s.
Bei der Abkühlung von Warmwalzendtemperatur kann man bei dem erfindungsgemäßen Verfahren im Bereich von Ar3 bis Ar3 - 200 °C durch Einlegen einer Kühlpause von 2 bis 30 ε, in der die Abkühlrate unter 15 K/s liegt, die Bildung von polygonalem Ferrit fördern.
Fig. 2 zeigt eine schematiεche Darstellung der Erzeugung von Warmband gekoppelt mit dem Abkühlungsverlauf des erfindungsgemäßen Stahls beim und nach dem Warmwalzen.
Daraus ist erkennbar, daß der unerwünschte Eintritt in das Perlitgebiet sicher vermieden werden kann, wenn die angegebenen Bedingungen für die Warmwalzendtemperatur, die Abkühlungsgeschwindigkeit und die Haspeltemperatur eingehalten werden.
Ein erfindungsgemäßer Stahl A der Zusammensetzung nach Tabelle 1 wurde auf eine Endbanddicke von 3,7 mm warmgewalzt mit einer Warmwalzendtemperatur von 855 °C.
Die Abkühlung von dieser Temperatur erfolgte mit 30 K/s auf die Haspeltemperatur (HT) von 415 °C. Die Eigenschaften dieses erfindungsgemäßen Stahls A wurden nach DIN EN 10002 an Flachzugproben ermittelt. Die Werte für die Streckgrenze, Zugfestigkeit, Dehnung und daε Streckgrenzenverhältniε für die Lagen längs und quer zur Walzrichtung εind in Tabelle 2 mitgeteilt.
Zum Vergleich wurden in Tabelle 2 die entεprechenden mechanischen Eigenschaften eines aus der EP 0 586 704 AI bekannten Stahls B mit der Zuεammenεetzung nach Tabelle 1 eingetragen.
Aufgrund εeineε Eigenεchaftεεpektrums eignet sich der erfindungsgemäße Stahl besonderε für die Herεtellung kaltumgeformter Kfz-Strukturelemente, wie Bodenversteifungεelemene'te, Querlenker, oder für Radscheiben.
Tabelle 1
I
00 I
Figure imgf000010_0001
* gemäß EP 0 586 704 AI
Tabelle 2
I
I
Figure imgf000011_0001

Claims

P a t e n t a n s p r ü c h e
1. Mehrphasiger Stahl mit (in Masse-%)
0,12 bis 0,3 % Kohlenstoff 1,2 bis 3,5 % Mangan 1,1 bis 2,2 % Aluminium weniger alε 0,2 % Silizium Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,einschließlich Phosphor und Schwefel ,
mit einem perlitfreien Gefüge, das aus biε zu 70 Vol.-% weichem polygonalem Ferrit und alε Rest bainitischem Ferrit und mehr als 4 Vol.-% kohlenstoffangereichertem Restauεtenit εowie gegebenenfallε kleineren Anteilen an kohlenεtoffangereichertem Martenεit beεteht, der Aluminium in einer Menge von in Maεεe-%
AI * 7,6 " Ciqu. - 0,36
enthält mit einem Kohlenεtoffäquivalent (Csqu.)
0,2 ^ Caqu.= % C + 1/20% Mn + 1/20% Cr + 1/15 % Mo ∑ 0,325
2. Mehrphaεiger Stahl nach Anεpruch 1, gekennzeichnet durch einen Reεtauεtenitgehalt biε 20 Vol.-%.
3. Verfahren zur Erzeugung von Walzprodukten auε einem mehrphaεigen Stahl der Zusammensetzung nach Anspruch 1 oder 2 mit hoher Feεtigkeit, guter Zähigkeit, guter Oberflächenbeεchaffenheit im warmgewalzten Zuεtand, und gutem Kaltumformvermögen, der ein perlitfreieε Gefüge hat, daε aus bis zu 70 Vol.-% polygonalem Ferrit und alε Reεt bainitischem Ferrit und mehr als 4 Vol.-% kohlenstoffangereichertem Restaustenit sowie gegebenenfalls zusätzlich kleineren Anteilen an kohlenεtoffangereichertem Martenεit beεteht, durch Vergieεεen zu einem Strang, Warmwalzen mit einer Anfangεtemperatur von über 1000 °C und mit einer Endtemperatur (ET) im Bereich von
Ar3 - 50 °C < ET < Ar 3 + 100 °C, anεchließendem Abkühlen von der Warmwalz-Endtemperatur (ET) mit einer Geschwindigkeit von 15 bis 70 K/s auf eine Temperatur im Bereich 200 biε 500 °C und Haεpeln.
4. Verfahren nach Anspruch 3, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, daß der Stahl zusätzlich mit (in Masse-%) biε 0,05 % Titan bis 0,8 % Chrom bis 0,5 % Molybdän biε 0,5 % Kupfer biε 0,8 % Nickel einzeln oder zu mehreren legiert wird.
5. Verfahren nach Anεpruch 3, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, daß im Temperaturbereich zwiεchen Ar3 und Ar3 -200 °C für die Dauer von 2 biε 30 ε eine Kühlpauεe eingelegt wird, in der die Abkühlungsgeschwindigkeit kleiner als 15 K/s ist.
6. Verwendung eines Stahls der Zusammenεetzung nach Anspruch 1, 2 oder 4 als Werkstoff für kaltumgeformte Kraftfahrzeug-Strukturelemente, wie Bodenversteifungselemente, Querlenker, oder für Radscheiben..
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