WO2012110165A1 - Aus einem komplexphasenstahl hergestelltes warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

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Jörg MERTENS
Günter STICH
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
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Definitions

  • Hot rolled flat steel product produced from a complex phase steel and process for its production
  • the invention relates to a hot rolled flat steel product made from a complex phase steel and to a process for producing such a product.
  • EP 2 028 282 A1 discloses a steel flat product cold-rolled from a dual-phase steel which, in addition to a tensile strength of at least 950 MPa and a good ductility, also has a surface finish which makes it easy to apply
  • Corrosion protective coating provided state to a complex shaped component, such as a part of a
  • the steel according to the invention consists of 20-70% of martensite, up to 8% of retained austenite and the remainder of ferrite and / or bainite and (in% by weight): C: 0.10-0, 20%, Si: 0.10-0.60%, Mn: 1.50-2.50%, Cr: 0.20-0.80%, Ti: 0.02-0.08%, B: ⁇ 0.0020%, Mo: ⁇ 0.25%, Al: ⁇ 0.10%, P: ⁇ 0.2%, S: ⁇ 0.01%, N: ⁇ 0.012% and the balance iron and unavoidable impurities ,
  • the in practice of such steel achieve produced flat steel products
  • the rolling end temperature is above 800 ° C.
  • the object of the invention was to provide a flat steel product in which further increased tensile strengths with good elongation properties and thus accompanied by good deformation properties are combined. Likewise, a method for producing such a flat steel product should be specified.
  • Complex phase steel contains, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight) C: 0.13-0.2%, Mn: 1.8-2.5%, Si: 0.70-1.3%, Al: bis to 0.1%, P: up to 0.1%, S: up to 0.01%, Cr: 0.25-0.70%, optionally Mo, where the sum of the Cr and Mo contents is 0, 25-0.7%, Ti: 0.08-0.2% and B: 0.0005-0.005%.
  • a steel flat product hot-rolled from the steel according to the invention has high strength combined with good elongation.
  • Perlite is in a steel flat product according to the invention at most in
  • flat steel products according to the invention thus achieve a tensile strength Rm which is more than 1100 MPa, in particular regularly reaches at least 1150 MPa and more, and a yield strength Re of likewise regularly at least 720 MPa.
  • Elongation at break A80 values of more than 7%, in particular more than 8%, can be guaranteed at the same time. This high strength paired with the comparably good
  • Elongation properties have been achieved by the adjustment of the complex phase structure according to the invention.
  • bainitic structure fraction higher C contents have a negative effect on the weldability, which is for the application of the material according to the invention, for example in the field of automotive engineering is of particular importance.
  • Mn content of the steel according to the invention is limited to 2.05-2.2% by weight.
  • Si is also used in a steel used in the invention for increasing the strength by
  • Bainite supports and stabilizes retained austenite.
  • the retained austenite content contributes to increasing elongation and strength (TRIP effect).
  • steel according to the invention has 0.70-1.3% by weight of Si, in particular at least 0.75% by weight of Si.
  • the steel constituting the flat steel product of the invention is Al-killed. Aluminum is used in the
  • Al may be added in amounts of less than 0.1% by weight to the steel according to the invention, with the desired effect of Al occurring particularly safely if its contents in the range from 0.01-0.06 wt. -%, in particular 0.020 - 0.050 wt .-%, are.
  • Phosphorus can further increase the
  • Solid solution hardening can be used, but for reasons of weldability should not exceed a content of 0.1 wt .-% because of the otherwise increasing risk of the formation of segregations.
  • the formation of MnS or (Mn, Fe) S is suppressed in the steel used in the invention, so that a good extensibility of the
  • Guaranteed steel flat product according to the invention This is especially the case when the S-content is less than 0.003 wt .-%.
  • Chromium inhibits ferrite and pearlite formation at levels of at least 0.25% by weight. It promotes accordingly the formation of a hardening structure and thus the
  • Compliance with this upper limit reaches a surface of the steel flat product produced from steel, which can be well provided with a metallic coating.
  • the optionally present levels of molybdenum, like Cr, contribute to increasing the strength of a steel according to the invention by promoting the formation of ultrafine precipitates and martensite in the structure of the steel.
  • Mo does not adversely affect the coatability of the flat product with a metallic coating and its ductility. Practical experiments have shown that the
  • contents of 0.05% by weight Mo have a positive effect on the properties of the steel according to the invention.
  • the sum of the Cr and Mo contents is in one
  • Tic or Ti C, N
  • Another positive effect of Ti is the setting of possibly present nitrogen, so that the formation of boron nitrides in the steel according to the invention is prevented.
  • the presence of Ti thus also ensures, in the case of an addition of boron to increase the strength, that the boron can fully develop its effect in the dissolved state.
  • the positive effect of Ti in one can be especially certain
  • Ti content is 0.11-0.13 wt%. Boron improves hardenability in steel used in the present invention when B is present at levels of 0.0005-0.005 weight percent. In austenite, boron seizes the grain boundaries and hinders ferrite and pearlite formation. Boron causes a significant increase in strength with little reduction in formability. The favorable effects of B on the invention
  • Alloys are particularly safe when the B content of the steel according to the invention is set at 0.001-0.002% by weight.
  • procured flat steel products are characterized by a particularly high granularity, a high yield strength and increased strength.
  • the proportions of martensite, bainite and ultrafine precipitates contained in its structure contribute to the high
  • the hot strips can be provided with a metallic protective coating before or after their transformation into a component. This can be done by hot-dip galvanizing or electrolytic coating.
  • hot rolled flat steel product according to the invention having a tensile strength of more than 1100 MPa and the
  • Cast a composition to a precursor which is typically a strand which is cut into slabs or thin slabs.
  • the precursor is heated to a temperature of 1150-1350 ° C to ensure a fully austenitic structure of the steel for subsequent hot rolling and to bring the precipitates into solution.
  • Hot rolled pre-product then to a hot strip the final temperature of hot rolling is 800 - 950 ° C.
  • the rolling end temperature should be in the range of homogeneous
  • the hot strip obtained is cooled at a cooling rate which is at least 30 ° C / s, to the respectively selected coiler temperature.
  • the cooling conditions are to be chosen so that a conversion to perlite is avoided and the conversion is largely carried out so that the high bainite levels and the inventively given proportions of martensite and retained austenite are obtained.
  • the cooling process is terminated when the inventively predetermined range of reel temperature of 400 - 570 ° C. is reached, in which the bainite level of
  • Strength and good elongation properties, steel according to the invention is particularly suitable for the production of highly loaded profiles in practical use and for crash and strength-relevant components for
  • the blocks were heated to 1270 ° C and hot rolled from this temperature to hot strip with a thickness of 2.5 mm.
  • Hot rolling end temperature was 900 ° C.
  • the hot strip obtained is after hot rolling at a cooling rate of 80 ° C / s and at a
  • the obtained hot strip had a tensile strength Rm of 1192 MPa and an elongation A80 of 10.5% transversely to the rolling direction.
  • the resulting structure consists of 35 - 40
  • Hot rolling was first cooled to a temperature of 75 ° C and then slowly further in the oven to room temperature, to simulate cooling in the coil.
  • the hot strips thus obtained had a tensile strength Rm of 1550 MPa and a comparatively low elongation A80 of 5.9%. They were predominantly martensitic.
  • the hot strips thus obtained had a tensile strength Rm of 955 MPa and an elongation A80 of 15.5%.
  • the blocks were heated to 1270 ° C and hot rolled from this temperature to hot strip with a thickness of 2.5 irati.
  • Hot rolling end temperature was 900 ° C.
  • the hot strip obtained is after hot rolling at a cooling rate of 80 ° C / s to a
  • the resulting hot strip had a tensile strength Rm of 1180 MPa and an elongation A80 of 11%.
  • Their structure had a martensite of 35 - 40 Vol .-%, one
  • a steel with the alloy according to the invention indicated in Table 3 has been melted and cast into a strand.
  • the slabs separated from the strand are then reheated to a temperature of about 1260 ° C, then hot rolled with a hot rolling temperature WET to hot strips with a thickness D and finally cooled at a cooling rate V T on a coiling temperature HT, in which they to a Coil have been reeled.
  • WET hot rolling temperature
  • Operational experiment V is a steel with the specified in Table 5, melted because of their much too low content of Si and their also too low levels of Mn, Cr and Ti not inventive alloy and cast into a strand from which slabs have been divided.
  • the slabs were then reheated to a temperature of 1250 ° C, then hot rolled to a hot strip having a thickness D at a hot rolling end temperature WET, and finally cooled at a cooling rate V T at a coiling temperature HT at which they were coiled into a coil.
  • the parameters set and the mechanical properties of the resulting hot strip are given in Table 6. It was found that in comparative experiment V

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, bei dem Zugfestigkeiten von mindestens 1100 MPa mit guten Dehnungseigenschaften und guten Verformungseigenschaften kombiniert sind. Dazu ist das Stahlflachprodukt aus einem Komplexphasenstahl hergestellt, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,13-0,2%, Mn: 1,8­2,5%, Si: 0,70-1,3%, Al: 0,01 zu 0,1%, P: bis zu 0,1%, S: bis zu 0,01%, Cr: 0,25-0,70%, optional Mo, wobei die Summe der Cr- und Mo-Gehalte 0,25-0,7% beträgt, Ti: 0,08-0,2%, B: 0,0005-0,005%, enthält, und weist ein Gefüge auf, das höchstens zu 10 Vol.-% aus Restaustenit, zu 10-60 Vol.-% aus Martensit, zu höchstens 30 Vol.-% aus Ferrit und mindestens 10 Vol.-% Bainit besteht. Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Stahlflachproduktes.

Description

Aus einem Komplexphasenstahl hergestelltes warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
Die Erfindung betrifft ein aus einem Komplexphasenstahl hergestelltes warmgewalztes Stahlflachprodukt und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Produktes.
Aus der EP 2 028 282 AI ist ein aus einem Dualphasenstahl kaltgewalztes Stahlflachprodukt bekannt, der neben einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und einer guten Verformbarkeit auch eine Oberflächenbeschaffenheit aufweist, die es unter Anwendung eines einfachen
Herstellverfahrens erlaubt, das aus diesem Stahl erzeugte Flachprodukt im unbeschichteten oder mit einem vor
Korrosion schützenden Überzug versehenen Zustand zu einem komplex geformten Bauteil, wie einem Teil einer
Automobilkarosserie, zu verformen. Dies wird dadurch erreicht, dass der erfindungsgemäße Stahl zu 20 - 70 % aus Martensit, bis zu 8 % aus Restaustenit und als Rest aus Ferrit und / oder Bainit besteht und (in Gew.-%): C: 0,10 - 0,20 %, Si: 0,10 - 0,60 %, Mn: 1,50 - 2,50 %, Cr: 0,20 - 0,80 %, Ti: 0,02 - 0,08 %, B: < 0,0020 %, Mo: < 0,25 %, AI: < 0,10 %, P: < 0,2 %, S: < 0,01 %, N: < 0,012 % sowie als Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen enthält. Die in der Praxis aus solchem Stahl hergestellten Stahlflachprodukte erreichen
Zugfestigkeiten von bis zu 1050 MPa.
Eine andere Möglichkeit der Herstellung eines hochfesten Stahls ist in der EP 0 966 547 Bl beschrieben. Gemäß dem dort erläuterten Verfahren wird ein Stahl der (in Gew.-%) 0,10 - 0,20 % C, 0,30 - 0,60 % Si, 1,50 - 2,00 % Mn, max. 0,08 % P, 0,30 - 0,80 % Cr, bis 0,40 % Mo, bis 0,20 % Ti und/oder Zr, bis 0,08 % Nb, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen enthält, erschmolzen, zu Brammen
abgegossen und anschließend zu Warmband ausgewalzt. Die Walzendtemperatur liegt dabei oberhalb 800 °C.
Anschließend erfolgt eine Abkühlung des Warmbands mit einer Abkühlgeschwindigkeit auf dem Auslaufrollgang von mindestens 30 °C/s, so dass die Umwandlung des Stahls weitestgehend in der Bainitstufe erfolgt und eine
Umwandlung des Stahls zu Perlit vermieden wird. Anteile von Martensit im Gefüge des Warmbands können die
Zugfestigkeiten weiter steigern. Des Weiteren trägt die vergleichbar schnelle Abkühlung zur Ausscheidung von feinsten Teilchen bei, durch die die Festigkeit weiter gesteigert wird. Der Abkühlvorgang ist bei einer
Temperatur unter 600 °C zu beenden, indem das Band auf einen Haspel aufgewickelt wird und danach im Coil weiter abkühlt. Das so erhaltene Warmband erreicht regelmäßig Zugfestigkeiten von bis zu 1150 MPa.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Stahlflachprodukt zu schaffen, bei dem weiter gesteigerte Zugfestigkeiten mit guten Dehnungseigenschaften und damit einhergehend guten Verformungseigenschaften kombiniert sind. Ebenso sollte ein Verfahren zum Herstellen eines solchen Stahlflachproduktes angegeben werden.
In Bezug auf den Stahl ist diese Aufgabe durch einen Komplexphasenstahl mit der in Anspruch 1 genannten
Zusammensetzung und Gefügestruktur gelöst worden.
Das die voranstehend angegebene Aufgabe erfindungsgemäß lösende Verfahren ist durch die in Anspruch 14
angegebenen Maßnahmen gekennzeichnet.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert .
Der für die Herstellung eines erfindungsgemäß
warmgewalzten Stahlflachprodukts verwendete
Komplexphasenstahl enthält neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,13 - 0,2 %, Mn: 1,8 - 2,5 %, Si: 0,70 - 1,3 %, AI : bis zu 0,1 %, P: bis zu 0,1 %, S: bis zu 0,01 %, Cr: 0,25 - 0,70 %, optional Mo, wobei die Summe der Cr- und Mo-Gehalte 0,25 - 0,7 % beträgt, Ti: 0,08 - 0,2 % und B: 0,0005 - 0,005 %.
Dank seines Komplexphasengefüges besitzt ein aus dem erfindungsgemäßen Stahl warmgewalztes Stahlflachprodukt eine hohe Festigkeit bei gleichzeitig guter Dehnung.
Dabei ist das Gefüge eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts in Folge seiner in engen grenzen ausgewählten Legierung dadurch gekennzeichnet, dass sein Gefüge höchstens zu 10 Vol.-% aus Restaustenit , zu 10 - 60 Vol.-% aus Martensit, zu höchstens 30 Vol.-% aus
Ferrit und als Rest aus Bainit besteht, wobei der Anteil mindestens 10 Vol.-% betragen soll. Perlit ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt allenfalls in
unwirksamen Spuren vorhanden, wobei der Perlit-Anteil möglichst auf ein Minimum reduziert ist.
Erfindungsgemäße Stahlflachprodukte erzielen so im warmgewalzten Zustand eine Zugfestigkeit Rm, die mehr als 1100 MPa beträgt, insbesondere regelmäßig mindestens 1150 MPa und mehr erreicht, und eine Streckgrenze Re von ebenso regelmäßig mindestens 720 MPa. Für seine
Bruchdehnung A80 können gleichzeitig Werte von mehr als 7 %, insbesondere mehr als 8 %, garantiert werden. Diese hohe Festigkeit gepaart mit den vergleichbar guten
Dehnungseigenschaften sind durch die erfindungsgemäße Einstellung des Komplexphasengefüges erzielt worden.
Kohlenstoff wird im erfindungsgemäß verwendeten
Komplexphasenstahl zur Gefügehärtung und zur Bildung von Feinstausscheidungen beigefügt. So bildet sich durch die Anwesenheit von C in den erfindungsgemäß vorgegebenen Gehalten von 0,13 - 0,2 Gew.-% ein für die gewünschte Härte ausreichend hoher Martensit- und Bainitanteil im Gefüge. Bei Gehalten von mehr als 0,20 Gew.-% behindert Kohlenstoff die Entstehung des gewünscht hohen
bainitischen Gefügeanteils. Auch wirken sich höhere C- Gehalte negativ auf die Schweißeignung aus, was für die Anwendung des erfindungsgemäßen Materials beispielsweise im Bereich des Automobilbaus von besonderer Bedeutung ist. Besonders sicher kann die vorteilhafte Wirkung von Kohlenstoff in einem zur Herstellung eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verwendeten Stahls dann genutzt werden, wenn der C-Gehalt 0,15 - 0,18 Gew.- %, insbesondere höchstens 0,17 Gew.-%, beträgt.
Mangan verzögert bei einem Gehalt von mindestens
1,8 Gew.-% die Umwandlung und bewirkt die Bildung harter, festigkeitssteigernder Umwandlungsprodukte. So wird durch die Anwesenheit von Mn die Entstehung von Martensit unterstützt. Zur Vermeidung unzulässig starker
Mikroseigerungen ist der Gehalt erfindungsgemäß auf max. 2,5 Gew.-% begrenzt, wobei die vorteilhaften Einflüsse von Mn dann besonders sicher eintreten, wenn der
Mn-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf 2,05 - 2,2 Gew.-% beschränkt ist.
Si dient in einem erfindungsgemäß verwendeten Stahl ebenfalls zur Steigerung der Festigkeit, indem es
einerseits die Mischkristallhärtung des Ferrits bzw.
Bainits unterstützt und andererseits den Restaustenit stabilisiert. Der Restaustenitanteil trägt dabei zur Erhöhung von Dehnung und Festigkeit bei (TRIP-Effekt ) . Um die angestrebt hohen mechanischen Kennwerte zu erreichen, weist erfindungsgemäßer Stahl 0,70 - 1,3 Gew.-% Si, insbesondere mindestens 0,75 Gew.-% Si auf. Die
festigkeits- und dehnungssteigernde Wirkung tritt dabei insbesondere dann ein, wenn der Si-Gehalt eines
erfindungsgemäßen Stahls mindestens 0,75 Gew.-%,
insbesondere mindestens 0,85 Gew.-% beträgt. Im Hinblick darauf, dass ein aus einem erfindungsgemäßen Stahl erzeugtes Flachprodukt eine für die weitere Verarbeitung und erforderlichenfalls aufgetragene Beschichtungen optimale Oberflächenbeschaffenheit besitzen soll, ist gleichzeitig die Obergrenze des Si-Gehaltes auf
1,3 Gew.-% festgelegt worden. Auch ist bei Einhaltung dieser Obergrenzen die Gefahr von Korngrenzenoxidation minimiert. Dabei lässt sich ein ungünstiger Einfluss von Si auf die Eigenschaften des erfindungsgemäß verwendeten Stahls dadurch mit noch größerer Sicherheit vermeiden, dass der Si-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf 1,1 Gew.-%, insbesondere 0,95 Gew.-%, beschränkt ist.
Der Stahl, aus dem das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt besteht, ist Al-beruhigt. Aluminium wird bei der
Erschmelzung eines erfindungsgemäßen Stahls zur
Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls in dem Stahl enthaltenem Stickstoff genutzt. Zu diesem Zweck kann dem erfindungsgemäßen Stahl erforderlichenfalls AI in Gehalten von weniger als 0,1 Gew.-% zugegeben werden, wobei die gewünschte Wirkung von AI dann besonders sicher eintritt, wenn dessen Gehalte im Bereich von 0,01 - 0,06 Gew.-%, insbesondere 0,020 - 0,050 Gew.-%, liegen.
Phosphor kann zur weiteren Steigerung der
Mischkristallverfestigung eingesetzt werden, sollte aber aus Gründen der Schweißbarkeit wegen der sonst steigenden Gefahr der Bildung von Seigerungen einen Gehalt von 0,1 Gew.-% nicht übersteigen. Bei unterhalb der erfindungsgemäß vorgegebenen Obergrenze liegenden Gehalten an Schwefel wird die Bildung von MnS bzw. (Mn,Fe)S in dem erfindungsgemäß verwendeten Stahl unterdrückt, so dass eine gute Dehnbarkeit des
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gewährleistet ist. Dies ist insbesondere dann der Fall, wenn der S-Gehalt unter 0,003 Gew.-% liegt.
Chrom behindert bei Gehalten von mindestens 0,25 Gew.-% die Ferrit- und Perlitbildung . Es fördert dementsprechend die Bildung eines Härtungsgefüges und damit die
Festigkeit des für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt verwendeten Stahls. Um die Umwandlung nicht zu stark zu verzögern, sollte sein Gehalt auf max. 0,7 Gew.-%
begrenzt werden. Indem der Cr-Gehalt eines
erfindungsgemäßen Stahls auf 0,7 Gew.-% beschränkt ist, ist die Gefahr der Entstehung von Korngrenzenoxidation vermindert und die guten Dehnungseigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls gesichert. Auch wird bei
Einhaltung dieser Obergrenze eine Oberfläche des aus dem Stahl erzeugten Stahlflachproduktes erreicht, die gut mit einer metallischen Beschichtung versehen werden kann.
Die optional vorhandenen Gehalte an Molybdän tragen wie Cr zur Erhöhung der Festigkeit eines erfindungsgemäßen Stahls bei, indem es die Bildung von Feinstausscheidungen und von Martensit im Gefüge des Stahls unterstützt. Dabei wirkt sich die Anwesenheit von Mo nicht negativ auf die Beschichtbarkeit des Flachproduktes mit einer metallischen Beschichtung und seiner Dehnbarkeit aus. Praktische Versuche haben gezeigt, dass sich die
positiven Einflüsse von Mo bis zu Gehalten von
0,25 Gew.-%, insbesondere 0,22 Gew.-%, auch unter
Kostengesichtspunkten besonders effektiv nutzen lassen. So wirken sich bereits Gehalte von 0,05 Gew.-% Mo positiv auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls aus.
Um jedoch zu verhindern, dass die Bruchdehnung durch einen zu hohen Martensitanteil negativ beeinflusst wird, ist die Summe der Cr- und Mo-Gehalte in einem
erfindungsgemäß verwendeten Stahl auf 0,25 - 0,7 Gew.-% beschränkt .
Mit Titan in Gehalten von mindestens 0,08 bis höchstens 0,2 Gew.-%, insbesondere 0,09 - 0,15 Gew.-%, lässt sich in erfindungsgemäßem Stahl die Bildung von
Feinstausscheidungen in Form von von Tic bzw. Ti(C,N) mit aushärtender Wirkung unterstützen und eine Kornfeinung bewirken. Eine weitere positive Wirkung von Ti besteht in der Abbindung eventuell vorhandenen Stickstoffs, so dass die Bildung von Bornitriden im erfindungsgemäßen Stahl verhindert wird. Durch die Anwesenheit von Ti wird somit im Fall einer Zugabe von Bor zur Festigkeitssteigerung auch sichergestellt, dass das Bor seine Wirkung im gelösten Zustand voll entfalten kann. Besonders sicher kann die positive Wirkung von Ti in einem
erfindungsgemäßen Stahl genutzt werden, wenn sein
Ti-Gehalt 0,11 - 0,13 Gew.-% beträgt. Bor verbessert bei erfindungsgemäß verwendetem Stahl die Härtbarkeit, wenn B in Gehalten von 0,0005 - 0,005 Gew.-% vorhanden ist. Im Austenit seigert Bor an die Korngrenzen und behindert die Ferrit- und Perlitbildung . Dabei ruft Bor eine signifikante Steigerung der Festigkeit bei nur geringer Erniedrigung der Umformbarkeit hervor. Die günstigen Einflüsse von B auf die erfindungsgemäße
Legierung stellen sich dann besonders sicher ein, wenn der B-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf 0,001 - 0,002 Gew.-% festgelegt ist.
In erfindungsgemäßer Weise beschaffene Stahlflachprodukte zeichnen sich durch eine besonders hohe Feinkörnigkeit, eine hohe Streckgrenze und eine erhöhte Festigkeit aus. Die in seinem Gefüge enthaltenen Anteile an Martensit, Bainit und Feinstausscheidungen tragen zur hohen
Festigkeit bei. Die Restaustenit- und Ferritanteile des Gefüges stellen seine guten Dehnungseigenschaften sicher.
Sollen erfindungsgemäß erzeugte Stahlflachprodukte besonders gegen Korrosion geschützt werden, so können die Warmbänder vor oder nach ihrer Umformung zu einem Bauteil mit einem metallischen Schutzüberzug versehen werden. Dies kann durch Feuerverzinken, oder elektrolytisches Beschichten erfolgen.
Bei der erfindungsgemäßen Erzeugung eines
erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Zugfestigkeit von mehr als 1100 MPa und dem
voranstehend erläuterten Gefüge wird zunächst eine
Stahlschmelze mit einer unter die Legierung des erfindungsgemäß verwendeten Stahls fallende
Zusammensetzung zu einem Vorprodukt vergossen, bei dem es sich typischerweise um einen Strang, der zu Brammen oder Dünnbrammen geschnitten wird, handelt.
Anschließend wird das Vorprodukt auf eine 1150 - 1350 °C betragende Temperatur erwärmt, um für das anschließend erfolgende Warmwalzen ein vollständig austenitisches Gefüge des Stahls zu gewährleisten und die Ausscheidungen in Lösung zu bringen.
Ausgehend von dieser Erwärmungstemperatur wird das
Vorprodukt dann zu einem Warmband warmgewalzt, wobei die Endtemperatur des Warmwalzens 800 - 950 °C beträgt. Die Walzendtemperatur sollte im Bereich des homogenen
Austenits und damit nicht unter 800 °C liegen, um
verformungsinduzierte Ausscheidungen gering zu halten und die Ausprägung der angestrebten Gefügezusammensetzung zu ermöglichen .
Nach dem Warmwalzen wird das erhaltene Warmband mit einer Abkühlgeschwindigkeit, die mindestens 30 °C/s beträgt, auf die jeweils gewählte Haspeltemperatur abgekühlt. Die Abkühlbedingungen sind so zu wählen, dass eine Umwandlung zu Perlit vermieden wird und die Umwandlung weitestgehend so erfolgt, dass die hohen Bainit-Anteile sowie die erfindungsgemäß vorgegebenen Anteile an Martensit und Restaustenit erhalten werden.
Der Abkühlvorgang wird beendet, wenn der erfindungsgemäß vorgegebene Bereich der Haspeltemperatur von 400 - 570 °C erreicht ist, in der die Bainitstufe des
erfindungsgemäßen Stahls erreicht ist. Das entsprechend abgekühlte Warmband wird dann zu einem Coil gewickelt und kühlt im Coil weiter ab. Dabei kommt es zu weiteren
Umwandlungen in Bainit und Martensit und zur
Ausscheidungsbildung .
Aufgrund seiner besonderen Kombination aus hoher
Festigkeit und guten Dehnungseigenschaften eignet sich erfindungsgemäßer Stahl insbesondere zur Herstellung von im praktischen Einsatz hoch belasteten Profilen sowie für crash- und festigkeitsrelevante Bauteile für
Fahrzeugkarosserien .
AUSFÜHRUNGSBEISPIELE
Versuch 1
Unter Laborbedingungen ist ein Stahl mit der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen und zu Blöcken vergossen worden.
Anschließend sind die Blöcke auf 1270 °C erwärmt und ausgehend von dieser Temperatur zu Warmband mit einer Dicke von 2,5 mm warmgewalzt worden. Die
Warmwalzendtemperatur betrug 900 °C.
Das erhaltene Warmband ist nach dem Warmwalzen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 80 °C/s und bei einer
Temperatur von 490 °C im Ofen langsam abgekühlt worden, um das Abkühlen im Coil zu simulieren. Das erhaltene Warmband wies quer zur Walzrichtung eine Zugfestigkeit Rm von 1192 MPa und eine Dehnung A80 von 10,5 % auf. Das erhaltene Gefüge besteht aus 35 - 40
Vol.-% Martensit, etwa 5 Vol.-% Ferrit, 6 Vol.-%
Restaustenit und als Rest aus Bainit.
Für einen ersten Vergleich sind die in der voranstehend erläuterten Weise erzeugten Warmbänder nach dem
Warmwalzen zunächst auf eine Temperatur von 75 °C und anschließend im Ofen langsam weiter auf Raumtemperatur abgekühlt worden, um auch hier das Abkühlen im Coil zu simulieren. Die so erhaltenen Warmbänder wiesen eine Zugfestigkeit Rm von 1550 MPa und eine vergleichbar niedrige Dehnung A80 von 5, 9 % auf. Sie waren überwiegend martensitisch .
Für einen zweiten Vergleich sind die voranstehend
erläuterten Warmbänder nach dem Warmwalzen zunächst auf eine der "Haspeltemperatur" entsprechende Temperatur von 600 °C abgekühlt und daraufhin wiederum langsam auf Raumtemperatur gekühlt worden, um die Abkühlung im Coil zu simulieren. Die so erhaltenen Warmbänder wiesen eine Zugfestigkeit Rm von 955 MPa und eine Dehnung A80 von 15,5 % auf. Das Gefüge bestand aus Ferrit mit einem
Perlit-Anteil von 25 - 30 Vol.-%.
Versuch 2
Ebenfalls unter Laborbedingungen ist ein Stahl mit der in Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzung erschmolzen und zu Blöcken vergossen worden. Im Unterschied zu dem beim ersten Versuch untersuchten Stahl enthielt dieser Stahl zusätzlich 0,25 Gew.-% Mo.
Anschließend sind die Blöcke auf 1270 °C erwärmt und ausgehend von dieser Temperatur zu Warmband mit einer Dicke von 2,5 irati warmgewalzt worden. Die
Warmwalzendtemperatur betrug 900 °C.
Das erhaltene Warmband ist nach dem Warmwalzen mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 80 °C/s auf eine
"Haspeltemperatur" von 550 °C abgekühlt worden, ab der wiederum die Coilabkühlung in der voranstehend schon beschriebenen Weise simuliert worden ist.
Das erhaltene Warmband wies eine Zugfestigkeit Rm von 1180 MPa und eine Dehnung A80 von 11 %. Ihr Gefüge wies einen Martensitanteil von 35 - 40 Vol.-%, einen
Restaustenit-Gehalt von 7,5 Vol.-%, einen Ferrit-Gehalt von 10 Vol.-% und als Rest Bainit auf
Versuch 3
Für einen Betriebsversuch 3a - 3c ist ein Stahl mit der in Tabelle 3 angegebenen erfindungsgemäßen Legierung erschmolzen und zum Strang vergossen worden. Die von dem Strang abgeteilten Brammen sind anschließend auf eine Temperatur von ca. 1260 °C wiedererwärmt, daraufhin mit einer Warmwalzendtemperatur WET zu Warmbändern mit einer Dicke D warmgewalzt und schließlich mit einer Abkühlrate VT auf einer Haspeltemperatur HT abgekühlt worden, bei der sie zu einem Coil gehaspelt worden sind. Die jeweils eingestellten Parameter und die mechanischen Eigenschaften der erhaltenen Warmbänder (quer zur
Walzrichtung bestimmt) sind in Tabelle 4 angegeben.
Es zeigte sich, dass das beim Betriebsversuch 3c
erhaltene Warmband aufgrund der zu hohen Haspeltemperatur durch einen hohen Ferritanteil (und Perlit) eine deutlich niedrigere Zugfestigkeit aufwies als die in den Versuchen 3a und 3b erhaltenen, im erfindungsgemäßen
Temperaturbereich gehaspelten Warmbänder.
Versuch 4
Für einen zum Vergleich durchgeführten weiteren
Betriebsversuch V ist ein Stahl mit der in Tabelle 5 angegebenen, aufgrund ihres deutlich zu geringen Si- Gehaltes und ihrer ebenfalls zu geringen Gehalte an Mn, Cr und Ti nicht erfindungsgemäßen Legierung erschmolzen und zu einem Strang vergossen worden, von dem Brammen abgeteilt worden sind. Die Brammen sind anschließend auf eine Temperatur von 1250 °C wiedererwärmt, daraufhin mit einer Warmwalzendtemperatur WET zu einem Warmband mit einer Dicke D warmgewalzt und schließlich mit einer Abkühlrate VT auf einer Haspeltemperatur HT abgekühlt worden, bei der sie zu einem Coil gehaspelt worden sind. Die jeweils eingestellten Parameter und die mechanischen Eigenschaften des erhaltenen Warmbands sind in Tabelle 6 angegeben . Es zeigte sich, dass das beim Vergleichsversuch V
erhaltene Warmband zwar eine hohe Zugfestigkeit aufwies, dass jedoch seine Dehnungseigenschaften ungenügend waren.
Figure imgf000017_0001
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, Angaben in Gew. Tabelle 1
Figure imgf000017_0002
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, Angaben in Gew.-% Tabelle 2
Figure imgf000017_0003
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, Angaben in Gew. Tabelle 3
Figure imgf000017_0004
Tabelle 4
Figure imgf000018_0001
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, Angaben in Gew. Tabelle 5
Figure imgf000018_0002
Tabelle 6

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Warmgewalztes Stahlflachprodukt mit einer hohen
Zugfestigkeit von mindestens 1100 MPa und guter Dehnbarkeit, das aus einem Komplexphasenstahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in
Ge . -%)
C: 0, 13 - 0,2 %,
Mn: 1,8 ■~ 2 5 % r
Si: 0,70 - 1,3 % t
AI: 0,01 zu 0,1 %,
P: bis zu 0,1 %,
S: bis zu 0,01 %,
Cr: 0,25 - 0,70 %
optional Mo, wobei die Summe der Cr- und Mo-Gehalte 0,25 - 0,7 % beträgt,
Ti: 0, 08 - 0,2 %,
B: 0,0005 - 0,005 %,
enthält, hergestellt ist und ein Gefüge aufweist, das höchstens zu 10 Vol.-% aus Restaustenit , zu 10 - 60 Vol.-% aus Martensit, zu höchstens 30 Vol.-% aus Ferrit und mindestens 10 Vol.-% Bainit besteht.
2. Stahlflachprodukt 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 C-Gehalt des Komplexphasenstahls 0,15 - 0,18 Ge .-% beträgt.
3. Stahlflachprodukt 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 der
C-Gehalt des Komplexphasenstahls höchstens 0,17 Gew.-% beträgt.
4. Stahlflachprodukt 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 der Mn-Gehalt des Komplexphasenstahls 2,05 - 2,2 Gew.-% beträgt.
5. Stahlflachprodukt 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 der
Si-Gehalt des Komplexphasenstahls mindestens 0,75 Gew.-% beträgt.
6. Stahlflachprodukt 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 der Si-Gehalt des Komplexphasenstahls höchstens 1,1 Gew.-% beträgt .
7. Stahlflachprodukt nach Anspruch 5 oder 6,
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 Si-Gehalt des Komplexphasenstahls mindestens 0,85 Ge .-% beträgt.
8. Stahlflachprodukt 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 der Si-Gehalt des Komplexphasenstahls höchstens 0,95 Gew.-% beträgt .
9. Stahlflachprodukt 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 der Al-Gehalt des Komplexphasenstahls 0,02 - 0,05 Gew.-% beträgt.
10. Stahlflachprodukt 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 der Cr-Gehalt des Komplexphasenstahls 0,30 - 0,40 Gew.-% beträgt.
11. Stahlflachprodukt 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 der Ti-Gehalt des Komplexphasenstahls 0,09 - 0,15 Gew.-% beträgt.
12. Stahlflachprodukt nach Anspruch 9 oder 10,
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 Ti-Gehalt des Komplexphasenstahls 0,11 - 0,13 Gew.-% beträgt.
13. Stahlflachprodukt 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 der B-Gehalt des Komplexphasenstahls 0,001 - 0,002 Gew.-% beträgt .
14. Verfahren zum Erzeugen eines warmgewalzten
Stahlflachprodukts, umfassend folgende
Arbeitsschritte :
- Vergießen eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 13 beschaffenen Komplexphasenstahl zu einem
Vorprodukt ,
- Erwärmen des Vorprodukts auf eine 1150 - 1350 °C betragende Temperatur,
- Warmwalzen des Vorprodukts zu einem Warmband, wobei die Endtemperatur des Warmwalzens
800 - 950 °C beträgt,
- Abkühlen des erhaltenen Warmbands mit einer
Abkühlgeschwindigkeit, die mindestens 30 °C/s beträgt ,
- Haspeln des erhaltenen Warmbands bei einer
400 - 570 °C betragenden Haspeltemperatur.
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