WO2012045595A1 - Mehrphasenstahl, aus einem solchen mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes flachprodukt und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Mehrphasenstahl, aus einem solchen mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes flachprodukt und verfahren zu dessen herstellung Download PDF

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cold
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annealing
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Dorothea Mattissen
Roland Sebald
Daniel Krizan
Andreas Pichler
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Voestalpine Stahl Gmbh
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Definitions

  • Multiphase steel, cold rolled flat product made from such a multiphase steel and process for its production
  • the invention relates to a multiphase steel, a Kaltwalzflach etc. produced by such a multi-phase steel by cold rolling and a method for its
  • the "flat products” according to the invention may be sheets, strips, or pieces thereof
  • cold flat products it means flat products produced by cold rolling.
  • a multi-phase steel one in this regard
  • the known steel contains 0.03-0.25 wt. -% C, by its presence in combination with the other alloying elements tensile strengths of at least
  • the known steel may also have up to 0.7% by weight of Si, the presence of which stabilizes the ferritic-martensitic structure of the steel.
  • Cr becomes known steel in
  • Nb should also have a positive
  • Multiphase steel existing, well deformable steel sheet is known from EP 1 589 126 Bl.
  • This known steel sheet contains 0.10-0.28 wt. % C, 1.0-2.0 wt% Si, 1.0-3.0 wt% Mn, 0.03-0.10 wt% Nb, up to 0.5 wt%. % Al, up to 0.15% by weight P, up to 0.02% by weight S.
  • the steel sheet up to 1.0 wt% Mo, up to 0.5 wt% Ni, up to 0.5 wt% Cu, to 0.003 wt% Ca, up to 0.003 Wt .-% rare earth metals, up to 0.1 wt .-% Ti or up to 0.1 wt .-% V be present.
  • the structure of the known steel sheet based on its overall structure, has a retained austenite content of 5 to 20% and at least 50% bainitic ferrite.
  • the proportion of polygonal ferrite in the structure of the known steel sheet should be at most 30%.
  • the proportion of polygonal ferrite in the known steel sheet bainite to form the matrix phase and Restautenit shares be present, which contribute to the balance of tensile strength and ductility.
  • Bainite conversion expires, and eventually, a hold at this temperature will be required over a sufficiently long time.
  • the object of the invention was to provide a multi-phase steel with a further increased strength, at the same time a high
  • a multiphase steel according to the invention contains (in% by weight) C: 0.14-0.25%, Mn: 1.7-2.5%, Si: 0.2-0.7%,
  • AI 0.5-1.5%
  • Cr ⁇ 0.1%
  • Mo ⁇ 0.05%
  • Nb 0.02-0.06%
  • S up to 0.01%, especially up to 0.005%
  • P up to 0.02%
  • N up to 0.01%
  • a steel assembled and obtained according to the invention achieves a tensile strength R m of at least
  • At least 0.14% by weight of carbon is therefore present in the steel according to the invention in order to stabilize the austenite to room temperature and to prevent complete conversion of the austenite formed in an annealing treatment into martensite, ferrite or bainite or bainitic ferrite.
  • over 0.25 wt .-% lying carbon contents have a negative effect on the weldability.
  • Mn contributes to the strength and increase the amount and stability of the retained austenite. Too high
  • the Mn content of a steel according to the invention is set at 1.7-2.5% by weight.
  • Al are present in amounts of 0.5-1.5% by weight and Si in contents of 0.2-0.7% by weight in order to be carried out in the course of the steel processing according to the invention
  • This effect can be ensured particularly reliably by increasing the Si content to 0.6% by weight or the Al content to 0.7-1.4% by weight. -% are limited, with Si contents of more than 0.2 wt. % and less than 0.6 wt. -% are set and the AI content between 0.7 wt. -% and 1.4 wt .-% are. With combined presence of Si and Al, optimum properties of the invention result
  • Multiphase steel when the sum of its AI and Si contents 1.2-2.0 wt. -% is.
  • the Cr content is on less than 0.1% by weight and the Mo content of one
  • a steel according to the invention contains Nb in amounts of 0.02-0.06% by weight and optionally one or more of the elements "Ti, V, B" in order to increase the strength of the steel
  • Nb, Ti, V and B form very fine precipitates with the C and N present in the steel according to the invention. These precipitates increase strength and yield strength by particle hardening and grain refining.
  • the grain refining is also of great advantage for the forming properties of the steel.
  • Steel according to the invention are reduced to a minimum.
  • up to 0.1% by weight of Ti and up to 0.15% by weight of V can be added to a steel according to the invention in addition to the ever present Nb.
  • Multi-phase steel is designated and this condition is to be observed especially if the Ti content is 0.01-0.03 wt .-%.
  • Ti content is at least 0.01 wt .-%.
  • the ferrite formation can be delayed upon cooling, so that a larger amount of austenite is present in the bainite. This can reduce the amount and stability of the product
  • bainitic ferrite is formed instead of normal ferrite, which contributes to increasing the yield strength.
  • Microstructure constituents up to 90% by volume of the microstructure
  • bainite can be present in the microstructure of a steel according to the invention.
  • the retained austenite of a steel according to the invention is preferably enriched in carbon in such a way that it can be prepared according to the method described in the article by A. Zarei Hanzaki et al. in ISIJ Int. Vol. 35, No 3, 1995, pp. 324-331
  • Formula [1] calculated C inRA content is more than 0.6 wt .-%.
  • the amount of carbon present in the retained austenite substantially affects the TRIP properties and ductility of a steel according to the invention. Accordingly, it is advantageous if the Ci nRA content is as high as possible.
  • Retained austenite (retained austenite grade) of more than 6, in particular more than 8, has.
  • GRS. % RA x CinRA with% RA: retained austenite content of the multiphase steel in vol.
  • CinRA C content of retained austenite calculated according to
  • a cold-rolled flat product of the type according to the invention can be produced according to the invention by the fact that in the first working step an inventive
  • Multi-phase steel is melted and poured into a precursor.
  • This precursor may be a slab or thin slab.
  • the precursor is then reheated, if necessary, to a temperature of 1100-1300 ° C, from which the precursor is then converted to a
  • Hot strip is hot rolled.
  • Hot rolling is according to the invention 820-950 ° C.
  • the hot strip obtained is at a 400-750 ° C,
  • the hot strip after reeling and before cold rolling can be subjected to annealing. This can
  • preparatory annealing set annealing temperatures are typically 400 - 700 ° C.
  • the hot strip After coiling, the hot strip at Kaltwalzgraden of 30 - 80%, in particular 50 - 70%, to a
  • Kaltflach is then subjected to a heat treatment, in which it is first a continuous annealing at 750 - 900 ° C, in particular 800 - 830 ° C,
  • Annealing time over which the cold flat product is annealed in the course of continuous annealing at the annealing temperature, is typically 10 - 300 s, while the duration of the over-aging treatment carried out after annealing can be up to 800 s, with the minimum annealing time generally being 10 s ,
  • the annealed cold rolled product may be quenched between annealing and overaging to obtain a return to ferrite and to suppress the formation of perlite.
  • the set cooling rate can be at least 5 ° C / s.
  • the cold flat product is held at the intermediate temperature over a period sufficient for the formation of the desired microstructure, to which the cold flat product is then further cooled.
  • the annealing of the cold flat product may occur in the course of a
  • Cold strip after the heat treatment by electrolytic coating or another deposition method to be provided with a protective layer Cold strip after the heat treatment by electrolytic coating or another deposition method to be provided with a protective layer.
  • the cold strip obtained can also be subjected to a subsequent rolling at degrees of deformation of up to 10% in order to ensure its dimensional accuracy
  • the production of cold-rolled products Kl - K41 included the following steps:
  • the cold-laid products Kl - K41 which exist as cold strips or sheets, incidentally
  • the set parameters, the selected annealing cycle as well as the properties of the obtained cold strips Kl - K41 are listed in Table 3.

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Abstract

Die Erfindung stellt einen Mehrphasenstahl und ein aus einem solchen Stahl erzeugtes Flachprodukt mit einer optimierten Kombination aus hoher Festigkeit und guter Verformbarkeit zur Verfügung. Der erfindungsgemäße Mehrphasenstahl enthält dazu (in Gew.-%) C: 0,14 - 0,25 %, Mn: 1,7 - 2,5 %, Si: 0,2 - 0,7 %, Al: 0,5 - 1,5 %, Cr: < 0,1 %, Mo: < 0,05 %, Nb: 0,02 - 0,06 %, S: bis zu 0,01 %, P: bis zu 0,02 %, N: bis zu 0,01 %, sowie optional mindestens ein Element aus der Gruppe "Ti, B, V" gemäß folgender Maßgabe: Ti : bis zu 0,1 %, B: bis zu 0,002 %, V: bis zu 0,15 %, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei im Gefüge des Stahls mindestens 10 Vol.-% Ferrit sowie mindestens 6 Vol.-% Restaustenit vorhanden sind und der Stahl eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 950 MPa, eine Streckgrenze ReL von mindestens 500 MPa und eine in Querrichtung gemessene Bruchdehnung A80 von mindestens 15 % besitzt. Ebenso gibt die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Flachproduktes an.

Description

Mehrphasenstahl , aus einem solchen Mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
Die Erfindung betrifft einen Mehrphasenstahl, ein aus einem solchen Mehrphasenstahl durch Kaltwalzen erzeugtes Kaltwalzflachprodukt sowie ein Verfahren zu dessen
Herstellung. Bei den erfindungsgemäßen "Flachprodukten" kann es sich um Bleche, Bänder, daraus gewonnene
Zuschnitte oder vergleichbare Produkte handeln. Wenn hier von "Kaltflachprodukten" die Rede ist, dann sind damit durch Kaltwalzen erzeugte Flachprodukte gemeint.
Insbesondere im Bereich des Fahrzeugkarosseriebaus besteht die Forderung nach Werkstoffen, die einerseits hohe
Festigkeiten besitzen, andererseits aber auch so gut verformbar sind, dass aus ihnen mit einfachen Mitteln komplex gestaltete Bauteile geformt werden können.
Ein Mehrphasenstahl, der ein in dieser Hinsicht
ausgewogenes Eigenschaftsprofil besitzen soll, ist aus der EP 1 367 143 AI bekannt. Neben einer vergleichbar hohen Festigkeit und guten Verformbarkeit soll der bekannte Stahl auch eine besonders gute Schweißbarkeit besitzen . Der bekannte Stahl enthält dazu 0,03 - 0,25 Gew . - % C, durch dessen Anwesenheit in Kombination mit den anderen Legierungselementen Zugfestigkeiten von mindestens
700 MPa erreicht werden sollen. Zusätzlich unterstützt werden soll die Festigkeit des bekannten Stahls durch Mn in Gehalten von 1,4 - 3,5 Gew.-%. AI wird bei der
Erschmelzung des bekannten Stahls als Oxidationsmittel eingesetzt und kann in dem Stahl in Gehalten von bis zu 0,1 Gew.-% vorhanden sein. Der bekannte Stahl kann auch bis zu 0,7 Gew.-% Si aufweisen, durch dessen Anwesenheit sich die ferritisch-martensitische Struktur des Stahls stabilisieren lässt. Cr wird dem bekannten Stahl in
Gehalten von 0,05 - 1 Gew . - % zugegeben, um den Einfluss der durch den Schweißvorgang im Bereich der Schweißnaht eingetragenen Wärme zu vermindern. Für denselben Zweck sind in dem bekannten Stahl 0,005 - 0,1 Gew.-% Nb
vorhanden. Nb soll dabei zusätzlich einen positiven
Einfluss auf die Verformbarkeit des Stahls besitzen, da seine Anwesenheit eine Feinung des Ferritkorns mit sich bringt. Für denselben Zweck können dem bekannten Stahl 0,05 - 1 Gew.-% Mo, 0,02 - 0,5 Gew.-% V, 0,005 - 0,05 Gew.-% Ti und 0,0002 - 0,002 Gew . - % B zugegeben werden. Mo und V tragen dabei zur Härtbarkeit des bekannten
Stahls bei, während Ti und B sich zusätzlich positiv auf die Festigkeit des Stahls auswirken sollen.
Ein anderes, ebenfalls aus einem hochfesten
Mehrphasenstahl bestehendes, gut verformbares Stahlblech ist aus der EP 1 589 126 Bl bekannt. Dieses bekannte Stahlblech enthält 0,10 - 0,28 Gew . - % C, 1,0 - 2,0 Gew.-% Si, 1,0 - 3,0 Gew.-% Mn, 0,03 - 0,10 Gew.-% Nb, bis zu 0,5 Gew.-% AI, bis zu 0,15 Gew.-% P, bis zu 0,02 Gew.-% S. Optional können in dem Stahlblech bis zu 1,0 Gew.-% Mo, bis zu 0,5 Gew.-% Ni, bis zu 0,5 Gew.-% Cu, bis 0,003 Gew.-% Ca bis zu 0,003 Gew.-% Seltenerdmetalle, bis zu 0,1 Gew.-% Ti oder bis zu 0,1 Gew.-% V vorhanden sein. Das Gefüge des bekannten Stahlblechs weist bezogen auf seine Gesamtstruktur einen Restaustenit-Gehalt von 5 - 20 % sowie mindestens 50 % bainitischen Ferrit auf.
Gleichzeitig soll der Anteil an polygonalem Ferrit an dem Gefüge des bekannten Stahlblechs höchstens 30 % betragen. Durch die Beschränkung des Anteils an polygonalem Ferrit soll in dem bekannten Stahlblech Bainit die Matrix-Phase bilden und Restautenit-Anteile vorhanden sein, die zur Ausgewogenheit von Zugfestigkeit und Verformbarkeit beitragen. Auch dabei soll die Anwesenheit von Nb
sicherstellen, dass der Restaustenit-Anteil des Gefüges feinkörnig ausgebildet ist.
Um diesen Effekt zu gewährleisten, wird im Zuge der
Erzeugung des aus der EP 1 589 126 Bl bekannten
Stahlblechs eine besonders hohe Anfangstemperatur des Warmwalzens von 1250 - 1350 °C gewählt. In diesem
Temperaturbereich geht Nb vollständig in feste Lösung, so dass sich während des Warmwalzens des Stahls eine große Zahl von feinen Nb-Karbiden bildet, die im polygonalen Ferrit oder im Bainit vorliegen. Weiter heißt es in der EP 1 589 126 Bl, dass die hohe Anfangstemperatur des Warmwalzens zwar die Voraussetzung für die Feinheit des Restaustenits ist, jedoch nicht alleine den gewünschten Effekt hat. Vielmehr soll dazu auch eine abschließende Glühung bei Temperaturen oberhalb der Ac3-Temperatur, ein darauf folgendes kontrolliertes Abkühlen mit einer Abkühlrate von mindestens 10 °C/s bis zu einer im Bereich von 300 - 450 °C liegenden Temperatur, bei der die
Bainit-Umwandlung abläuft, und schließlich ein Halten bei dieser Temperatur über eine ausreichend lange Zeit erforderlich sein.
Vor dem Hintergrund des voranstehend beschriebenen
Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen Mehrphasenstahl mit einer weiter erhöhten Festigkeit zu schaffen, der gleichzeitig eine hohe
Bruchdehnung besitzt. Ebenso sollten ein Flachprodukt mit einer weiter optimierten Kombination aus hoher Festigkeit und gute Verformbarkeit sowie ein Verfahren zur
Herstellung eines solchen Flachproduktes angegeben werden .
In Bezug auf den Stahl ist die voranstehend angegebene Aufgabe erfindungsgemäß durch einen gemäß Anspruch 1 beschaffenen Stahl gelöst worden.
In Bezug auf das Flachprodukt besteht die Lösung der oben genannten Aufgabe in einem gemäß Anspruch 13
ausgebildeten Kaltflachprodukt.
Im Hinblick auf das Verfahren ist die oben angegebene Aufgabe schließlich erfindungsgemäß dadurch gelöst worden, dass die in Anspruch 14 angegebenen
Arbeitsschritte durchlaufen werden.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend gemeinsam mit dem allgemeinen Erfindungsgedanken im Einzelnen erläutert. Ein erfindungsgemäßer Mehrphasenstahl enthält (in Gew.-%) C: 0,14 - 0,25 %, Mn : 1,7 - 2,5 %, Si: 0,2 - 0,7 %,
AI: 0,5 - 1,5 %, Cr: < 0,1 %, Mo: < 0,05 %, Nb : 0,02 - 0,06 %, S: bis zu 0,01 %, insbesondere bis zu 0,005 %, P: bis zu 0,02 %, N: bis zu 0,01 %, sowie optional
mindestens ein Element aus der Gruppe "Ti, B, V", und als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei für die Gehalte der optional vorgesehenen Elemente vorgesehen ist, dass Ti: < 0,1 %, B: < 0,002 %, V: < 0,15 % und wobei im Gefüge des Stahls mindestens 10 Vol.-% Ferrit sowie mindestens 6 Vol.-% Restaustenit vorhanden sind.
Ein erfindungsgemäß zusammengesetzter und beschaffener Stahl erreicht eine Zugfestigkeit Rm von mindestens
950 MPa, eine Streckgrenze ReL von mindestens 500 MPa und eine Bruchdehnung A80 in Querrichtung von mindestens 15 %.
Kohlenstoff erhöht die Menge und die Stabilität des
Restaustenits . In erfindungsgemäßem Stahl ist daher mindestens 0,14 Gew.-% Kohlenstoff vorhanden, um den Austenit bis Raumtemperatur zu stabilisieren und eine vollständige Umwandlung des bei einer Glühbehandlung gebildeten Äustenits in Martensit, Ferrit oder Bainit bzw. bainitischen Ferrit zu verhindern. Über 0,25 Gew.-% liegende Kohlenstoffgehalte wirken sich jedoch auf die Schweißeignung negativ aus.
Mn trägt wie C zur Festigkeit und zur Erhöhung der Menge und der Stabilität des Restaustenits bei. Zu hohe
Mn-Gehalte verstärken jedoch die Gefahr der
Seigerungsbildung . Sie wirken sich zudem negativ auf die Bruchdehnung aus, da die Ferrit- und Bainit-Umwandlungen stark verzögert werden und als Folge vergleichbar hohe Mengen an Martensit im Gefüge verbleiben. Der Mn-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls ist auf 1,7 - 2,5 Gew.-% festgesetzt .
In einem erfindungsgemäßen Stahl sind AI in Gehalten von 0,5 - 1,5 Gew.-% und Si in Gehalten von 0,2 - 0,7 Gew.-% vorhanden, um bei der im Zuge der erfindungsgemäßen Verarbeitung des Stahls durchgeführten
Überalterungsbehandlung die Karbidbildung in der
Bainitstufe zu vermeiden. Die Bainitumwandlung läuft in Folge der Anwesenheit von AI und Si nicht vollständigab, so dass nur bainitischer Ferrit gebildet wird und die Karbidbildung nicht zu Stande kommt. Auf diese Weise wird die erfindungsgemäß angestrebte Stabilität von an
Kohlenstoff angereichertem Restaustenit erzielt.
Besonders sicher lässt sich dieser Effekt dadurch gewährleisten, dass der Si-Gehalt auf bis zu 0,6 Gew.-% oder der Al-Gehalt auf 0,7 - 1,4 Gew . - % beschränkt werden, wobei Si-Gehalte von mehr als 0,2 Gew . - % und weniger als 0,6 Gew . - % eingestellt werden und die AI- Gehalte zwischen 0,7 Gew . - % und 1,4 Gew.-% liegen. Bei kombinierter Anwesenheit von Si und AI ergeben sich optimale Eigenschaften des erfindungsgemäßen
Mehrphasenstahls, wenn die Summe seiner AI- und Si- Gehalte 1,2 - 2,0 Gew . - % beträgt.
Cr und Mo sind in einem erfindungsgemäßen Stahl
unerwünscht und sollen daher nur in unwirksamen Mengen vorhanden sein, da sie die bainitische Umwandlung verzögern und die Stabilisierung des Restaustenits behindern. Daher ist erfindungsgemäß der Cr-Gehalt auf weniger als 0,1 Gew.-% und der Mo-Gehalt eines
erfindungsgemäßen Stahls auf weniger als 0,05 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,01 Gew.-%, beschränkt.
Ein erfindungsgemäßer Stahl enthält Nb in Gehalten von 0,02 - 0,06 Gew.-% sowie optional eines oder mehrere der Elemente "Ti, V, B", um die Festigkeit des
erfindungsgemäßen Stahls zu steigern. Nb, Ti, V und B bilden mit dem im erfindungsgemäßen Stahl vorhandenen C und N sehr feine Ausscheidungen. Diese Ausscheidungen wirken festigkeits- und streckgrenzensteigernd durch Teilchenhärtung und Kornfeinung. Die Kornfeinung ist auch für die umformtechnischen Eigenschaften des Stahls von großem Vorteil .
Ti bindet N noch bei der Erstarrung bzw. bei sehr hohen Temperaturen ab, so dass mögliche negative Wirkungen dieses Elements auf die Eigenschaften des
erfindungsgemäßen Stahls auf ein Minimum reduziert sind. Um diese Effekte zu nutzen, kann einem erfindungsgemäßen Stahl zusätzlich zum stets vorhandenen Nb bis zu 0,1 Gew.-% Ti und bis zu 0,15 Gew.-% V zugegeben werden.
Eine Überschreitung der erfindungsgemäß vorgegebenen Obergrenzen der Gehalte an Mikrolegierungselementen würde zur Verzögerung der Rekristallisation während des Glühens führen, so dass diese bei der realen Produktion entweder nicht realisiert werden kann oder eine zusätzliche
Ofenleistung erfordern würde.
Der positive Einfluss der Anwesenheit von Ti in Bezug auf die Abbindung des N-Gehalts kann dann besonders zielgerichtet genutzt werden, wenn der Ti-Gehalt "%Ti" eines erfindungsgemäßen Mehrphasenstahls folgende
Bedingung [3] erfüllt:
[3] %Ti > 3,4 x %N, wobei mit "%N" der jeweilige N-Gehalt des
Mehrphasenstahls bezeichnet ist und diese Bedingung insbesondere dann einzuhalten ist, wenn der Ti-Gehalt 0,01 - 0,03 Gew.-% beträgt.
Besonders sicher tritt die positive Wirkung von Ti in einem erfindungsgemäßen Stahl dann ein, wenn sein
Ti-Gehalt mindestens 0,01 Gew.-% beträgt.
Durch die Zugabe von bis zu 0,002 Gew.-% Bor kann die Ferritbildung bei der Abkühlung verzögert werden, so dass eine größere Austenitmenge in der Bainitstufe vorliegt. Dadurch können die Menge und die Stabilität des
estaustenits erhöht werden. Darüber hinaus wird statt normalem Ferrit bainitischer Ferrit gebildet, der zur Erhöhung der Streckgrenze beiträgt.
Praxisgerechte, im Hinblick auf die Kosten und das
Eigenschaftsprofil des erfindungsgemäßen Stahls besonders vorteilhafte Varianten des erfindungsgemäßen Stahls ergeben sich, wenn der Ti-Gehalt auf 0,02 Gew.-%
beschränkt ist sowie B in Gehalten von 0,0005 - 0,002 Gew.-% oder V in Gehalten von 0,06 - 0,15 Gew.-%
vorhanden sind. Im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahls sind mindestens 10 Vol.-% Ferrit, insbesondere mindestens 12 Vol.-%
Ferrit, sowie mindestens 6 Vol.-% Restaustenit vorhanden, um einerseits die angestrebte hohe Festigkeit und
andererseits die gute Verformbarkeit zu sichern. Dazu können abhängig von der Menge der übrigen
Gefügebestandteile bis zu 90 Vol.-% des Gefüges aus
Ferrit und bis maximal 20 Vol.-% aus Restaustenit
bestehen. Gehalte von mindestens 5 Vol.-% Martensit im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls tragen zu dessen Festigkeit bei, wobei der Martensitgehalt auf max. 40 Vol.-% beschränkt sein sollte, um eine ausreichende
Dehnbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls sicherzustellen. Dabei können optional 5 - 40 Vol.-% Bainit im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahls vorhanden sein.
Bevorzugt ist der Restaustenit eines erfindungsgemäßen Stahls so mit Kohlenstoff angereichert, dass sein gemäß der im Artikel von A. Zarei Hanzaki et al. in ISIJ Int. Vol. 35, No 3, 1995, pp. 324 - 331 veröffentlichten
Formel [1] berechneter CinRA-Gehalt mehr als 0,6 Gew.-% beträgt .
[1] CinRft = (aRA - ay)/0, 0044
mit ar: 0,3578 nm (Gitterkonstante des Austenits) ;
aRA: jeweiliger Gitterparameter des
Restaustenits nach der Endabkühlung in nm am fertigen Kaltband gemessen.
Die Menge des im Restaustenit vorhandenen Kohlenstoffs beeinflusst wesentlich die TRIP-Eigenschaften und die Dehnbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahls. Dementsprechend ist es vorteilhaft, wenn der CinRA-Gehalt so hoch wie möglich ist.
In Bezug auf die angestrebt hohe Stabilität des
Restaustenits vorteilhaft ist es darüber hinaus, wenn er eine nach der Formel [2] berechnete Güte GRA des
Restaustenits ( "Restaustenitgüte" ) von mehr als 6, insbesondere mehr als 8, aufweist.
[2] GRS. = %RA x CinRA mit %RA: Restaustenit-Gehalt des Mehrphasenstahls in Vol.-
CinRA: C-Gehalt des Restaustenits berechnet gemäß
Formel [ 1 ] .
Ein kaltgewalztes Flachprodukt der erfindungsgemäßen Art lässt sich in erfindungsgemäßer Weise dadurch erzeugen, dass im ersten Arbeitsschritt ein erfindungsgemäßer
Mehrphasenstahl erschmolzen und zu einem Vorprodukt vergossen wird. Bei diesem Vorprodukt kann es sich um eine Bramme oder Dünnbramme handeln.
Das Vorprodukt wird dann erforderlichenfalls auf eine 1100 - 1300 °C betragende Temperatur wiedererwärmt, von der ausgehend das Vorprodukt anschließend zu einem
Warmband warmgewalzt wird. Die Endtemperatur des
Warmwalzens beträgt erfindungsgemäß 820 - 950 °C. Das erhaltene Warmband wird bei einer 400 - 750 °C,
insbesondere 530 - 600 °C, betragenden Haspeltemperatur zu einem Coil gewickelt. Um die Kaltwal zbarkeit des Warmbands zu verbessern, kann das Warmband nach dem Haspeln und vor dem Kaltwalzen einer Glühung unterzogen werden. Diese kann
vorteilhafterweise als Haubenglühung oder im
kontinuierlichen Durchlauf absolvierte Glühung
durchgeführt werden. Die bei der das Kaltwalzen
vorbereitenden Glühung eingestellten Glühtemperaturen betragen typischerweise 400 - 700 °C.
Nach dem Haspeln wird das Warmband bei Kaltwalzgraden von 30 - 80 %, insbesondere 50 - 70 %, zu einem
Kaltflachprodukt kaltgewalzt, wobei Kaltwalzgrade von 30 - 75 %, insbesondere 50 - 65 % besonders sicher zu dem gewünschten Ergebnis führen. Das erhaltene
Kaltflachprodukt wird anschließend einer Wärmbehandlung unterzogen, bei der es zunächst ein Durchlaufglühen bei einer 750 - 900 °C, insbesondere 800 - 830 °C,
betragenden Glühtemperatur durchläuft, um anschließend bei einer 350 - 500 °C, insbesondere 370 - 460 °C, betragenden Überalterungstemperatur einer
Überalterungsbehandlung unterzogen zu werden. Die
Glühdauer, über die das Kaltflachprodukt im Zuge des Durchlaufglühens bei der Glühtemperatur geglüht wird, beträgt typischerweise 10 - 300 s, während die Dauer der nach dem Glühen durchgeführten Überalterungsbehandlung bis zu 800 s betragen kann, wobei hier in der Regel die Mindestglühdauer 10 s betragen wird.
Optional kann das geglühte Kaltflachprodukt zwischen dem Glühen und dem Überaltern beschleunigt abgekühlt werden, um eine Rückumwandlung in Ferrit zu erlangen und die Entstehung von Perlit zu unterdrücken. Ausgehend von der Glühtemperatur bis zu einer 500 °C betragenden
Zwischentemperatur kann dazu die jeweils eingestellte Abkühlgeschwindigkeit mindestens 5 °C/s betragen.
Anschließend erfolgt gegebenenfalls über eine für die Entstehung des gewünschten Gefüges ausreichende Dauer ein Halten des Kaltflachprodukts bei der Zwischentemperatur, auf das hin das Kaltflachprodukt dann weiter abgekühlt wird .
Das Glühen des Kaltflachprodukts kann im Zuge einer
Feuerbeschichtung durchgeführt werden, bei der das
Kaltflachprodukt mit einer metallischen
Schutzbeschichtung versehen wird.
Ebenso ist es möglich, das erfindungsgemäß erzeugte
Kaltband nach der Wärmebehandlung durch elektrolytisches Beschichten oder ein anderes Abscheideverfahren mit einer Schutzschicht zu versehen.
Ergänzend oder alternativ kann es ebenso zweckmäßig sein, das Kaltflachprodukt mit einer organischen Schutzschicht zu belegen.
Optional kann das erhaltene Kaltband auch noch einer Nachwalzung bei Verformungsgraden von bis zu 10 % unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit,
Oberflächenbeschaffenheit und mechanische Eigenschaften zu verbessern.
Zum Nachweis der Eigenschaften erfindungsgemäß
beschaffener und erzeugter Bleche sind die in Tabelle 1 angegebenen Schmelzen Sl bis S13 erschmolzen und zu
Kaltflachprodukten Kl - K41 verarbeitet worden.
Die Erzeugung der Kaltflachprodukte Kl - K41 umfasste die Arbeits schritte :
- Erschmelzen und Vergießen der Schmelzen Sl - S13 zu jeweils einer Dünnbramme;
- Warmwalzen der Dünnbramme des Vorprodukts ausgehend von einer Anfangstemperatur WAT und endend bei einer
Endtemperatur WET zu einem Warmband;
- Haspeln des Warmbands bei einer Haspeltemperatur HT;
- Kaltwalzen des Warmbands nach dem Haspeln bei
Kaltwalzgraden KWG zum jeweiligen Kaltflachprodukt Kl - K41;
- Durchlaufglühen des Kaltflachprodukts bei einer
Glühtemperatur GT innerhalb einer Glühdauer Gt;
- Überaltern des Kaltflachprodukts bei einer betragenden Überalterungstemperatur UA T über eine
Überalterungsdauer UA t.
In Tabelle 2 sind für Glüh- und Überalterungszyklen 1 - 15 die jeweils eingestellten Parameter
"Glühtemperatur GT", "Glühzeit Gt",
"Abkühlgeschwindigkeit V nach dem Glühen",
"Überalterungstemperatur UA T" und "Überalterungszeit UA t" angegeben.
Die bei der Erzeugung der als Kaltbänder oder -bleche vorliegenden Kaltflachprodukte Kl - K41 im Übrigen jeweils eingestellten Parameter, der jeweils gewählte Glühzyklus sowie die Eigenschaften der erhaltenen Kaltbänder Kl - K41 sind in Tabelle 3 verzeichnet.
Figure imgf000016_0001
Tabelle 1 (Gehaltsangaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen)
Figure imgf000017_0001
Tabelle 2
Figure imgf000018_0001
Tabelle 3
Figure imgf000019_0001
Tabelle 3 (Fortsetzung)

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Mehrphasenstahl enthaltend (in Gew.-%)
C: 0, 14 - 0,25 %
Mn: 1,7 ~~ 2 f 5 %
Si: 0,2 - 0,7 %
AI: 0,5 ~ 1/5 %
Cr: < 0, 1 %
Mo: < 0, 05 %
Nb: 0, 02 - 0,06 %
S: bis zu 0,01 o
o
P: bis zu 0,02 o
o
N: bis zu 0,01 o,
"0
sowie optional mindestens ein Element aus der Gruppe "Ti, B, V" gemäß folgender Maßgabe:
Ti: bis zu 0, 1 %
B: bis zu 0,002 %
V: bis zu 0,15 %
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei im Gefüge des Stahls mindestens 10 Vol.-% Ferrit sowie mindestens 6 Vol.-% Restaustenit vorhanden sind und der Stahl eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 950 MPa, eine Streckgrenze ReL von mindestens 500 MPa und eine in Querrichtung gemessene Bruchdehnung Aso von mindestens 15 % besitzt .
Mehrphasenstahl nach Anspruch 1, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s der gemäß der Formel [1] berechnete CinRA-Gehalt des
Restaustenits mehr als 0,6 Gew.-% beträgt:
[1] CinRA = RA - aY)/0, 0044 mit ar: 0,3578 nm (Gitterkonstante des Austenits) ; aRA: Gitterparameter des Restaustenits im
fertigen Mehrphasenstahl nach der Endabkühlung in nm.
Mehrphasenstahl nach Anspruch 2, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s er eine nach der Formel [2] berechnete Güte GRA des Restaustenits aufweist, für die gilt GRÄ > 6:
[2] GRÄ = %RA X CinRA mit %RA: Restaustenit-Gehalt des Mehrphasenstahls in Vol.-%;
CinRA : C-Gehalt des Restaustenits berechnet gemäß Formel [ 1 ] .
Mehrphasenstahl nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Summe seiner AI- und Si-Gehalte 1,2 - 2,0 Gew.-% beträgt. Mehrphasenstahl nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Si
Gehalt weniger als 0,6 Gew.-% beträgt.
Mehrphasenstahl nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein
Al-Gehalt 0,7 - 1,4 Gew.-% beträgt.
Mehrphasenstahl nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein
Ti-Gehalt bis zu 0,02 Gew.-% beträgt.
Mehrphasenstahl nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein
Ti-Gehalt %Ti die Bedingung [3] erfüllt:
[3] %Ti > 3,4 x %N mit %N: N-Gehalt des Mehrphasenstahls.
9. Mehrphasenstahl nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s er mindestens 0,0005 Gew.-% B enthält.
10. Mehrphasenstahl nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s er mindestens 0,06 Gew. -% V enthält.
11. Mehrphasenstahl nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Gefüge einen Martensit-Anteil von mindestens 5 Vol.-% auf eist .
12. Mehrphasenstahl nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s sein Gefüge einen Bainit-Anteil von 5 - 40 Vol.-% aufweist.
13. Kaltflachprodukt hergestellt aus einem gemäß einem der Ansprüche 1 bis 11 beschaffenen Mehrphasenstahl.
14. Verfahren zum Herstellen eines Kaltflachprodukts
gemäß Anspruch 13, bei dem folgende Arbeitsschritte absolviert werden:
- Erschmelzen und Vergießen eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 11 beschaffenen Mehrphasenstahls zu einem Vorprodukt;
- Warmwalzen des Vorprodukts ausgehend von einer
1100 - 1300 °C betragenden Anfangstemperatur und endend bei einer 820 - 950 °C betragenden
Endtemperatur zu einem Warmband;
- Haspeln des Warmbands bei einer 400 - 750 °C
betragenden Haspeltemperatur;
- optionales Glühen des Warmbands zur Verbesserung der Kaltwalzbarkeit ;
- nach dem Haspeln bei Kaltwalzgraden von 30 - 80 % erfolgendes Kaltwalzen des Warmbands zu dem Kaltflachprodukt ;
- Durchlaufglühen des Kaltflachprodukts bei einer 750 - 900 °C betragenden Glühtemperatur;
- optional beschleunigtes Abkühlen des
durchlaufgeglühten Kaltflachproduktes ;
- Überaltern des Kaltflachprodukts bei einer
350 - 500 °C betragenden Überalterungstemperatur.
15. Verfahren nach Anspruch 14, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die
Haspeltemperatur 530 - 600 °C, der Kaltwalzgrad
50 - 70 %, die Glühtemperatur 800 - 830 °C oder die Überalterungstemperatur 370 - 460 °C betragen.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 oder 15,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das optional nach dem Haspeln und vor dem Kaltwalzen durchgeführte Glühen als Haubenglühung oder als Durchlaufglühung bei einer Glühtemperatur von 400 - 700 °C ausgeführt wird.
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