WO2013139319A1 - Hochfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl - Google Patents

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cooling
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Thomas Schulz
Andreas WEDEMEIER
Michael Pohl
Hans-Joachim KRATZ
Matthias Geler
Oliver Meyer
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Salzgitter Flachstahl Gmbh
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • the invention relates to a high-strength multiphase steel according to the preamble of claim 1.
  • the invention relates to a method for producing a hot or cold rolled strip of such a steel according to claim 9.
  • the invention relates to steels with tensile strengths in the range of 580-900 MPa with low yield ratio of less than 67% for the production of components which have excellent formability and welding properties.
  • High strength and higher strength steels allow for lighter vehicle components (e.g., cars, trucks), logically associated with lower fuel consumption.
  • the reduced CO2 content reduces the environmental impact.
  • Weight reduction increasing material requirements for yield strength, Tensile strength and elongation at break with good formability, as well as the component requirements for high toughness, edge crack resistance, energy absorption and strength on the work-hardening effect and the bake-hardening effect, but also improved joining suitability in the form of eg improved weldability.
  • Improved edge tear resistance means increased hole widening and is known by synonyms such as High Hole Expansion (HHE) and Low Edge Crack (LEC).
  • HHE High Hole Expansion
  • LEC Low Edge Crack
  • LCE Low Carbon Equivalent
  • UP Under Peritectical
  • dual phase steels which consist of a ferritic basic structure into which a martensitic second phase and
  • the bainite can be present in different forms.
  • the steel grades determining processing characteristics of dual-phase steels such as a very low yield ratio and at the same time very high tensile strength, a strong work hardening and a good cold workability, are well known.
  • Multiphase steels such as complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, bainitic steels and martensitic steels, which are characterized by different microstructural compositions as described in EN 10346, are also being used with increasing tendency.
  • Complex-phase steels are steels which contain small amounts of martensite, retained austenite and / or pearlite in a ferritic / bainitic matrix, whereby extreme grain refinement is brought about by delayed recrystallization or precipitation of micro-alloying elements.
  • Ferritic-bainitic steels are steels that contain bainite or solidified bainite in a matrix of ferrite and / or solidified ferrite.
  • the solidification of the matrix is effected by a high dislocation density, by grain refining and the excretion of micro-alloying elements.
  • Bainitic steels are steels that are characterized by a very high yield strength and tensile strength at a sufficiently high elongation for cold forming processes. Due to the chemical composition a good weldability is given.
  • the microstructure typically consists of bainite. Occasionally, small amounts of other phases, such as. B.
  • Martensite and ferrite may be included.
  • Martensitic steels are steels that contain small amounts of ferrite and / or bainite in a matrix of martensite due to thermomechanical rolling.
  • the steel grade is characterized by a very high yield strength and tensile strength at a sufficiently high elongation for cold forming processes. Within the group of multiphase steels, the martensitic steels have the highest tensile strength values.
  • TRB ® s with multi-phase structure is not possible with today's known alloys and available continuous annealing lines for widely varying strip thicknesses, however, such as for heat treatment before cold rolling. In areas of different tape thickness, ie in the presence of different
  • Kaltabwalzgrade due to a temperature gradient occurring in the common process windows no homogeneous multi-phase microstructure in cold- as well as hot-rolled steel strips can be adjusted.
  • Process parameters such as throughput speed, annealing temperatures and
  • the hot-rolled strip in typical thicknesses of 1.50 mm to 4.00 mm or cold strip, in typical thicknesses of 0.50 mm to 3.00 mm, is heated in the continuous annealing furnace to a temperature such that the required microstructure is formed during cooling established.
  • a special heat treatment takes place, where e.g. by comparatively soft components, such as ferrite or bainitic ferrite, the steel its low yield strength and by its hard constituents, such as martensite or
  • the annealing treatment is usually carried out in a continuous annealing furnace upstream of the galvanizing bath.
  • the required microstructure of the hot strip may also be adjusted in the continuous furnace during the annealing treatment, in order to achieve the required mechanical properties.
  • the decisive process parameter is thus the setting of the speed in the continuous annealing, since the phase transformation takes place depending on temperature and time.
  • Annealing when stress-optimized components are to be made from hot or cold strip which have varying strip thicknesses over the strip length and belt width e.g., by flexible rolling.
  • a method for producing a steel strip with different thickness over the strip length is z. B. in DE 100 37 867 A1.
  • Strength class with defined cross-sectional areas can be displayed, so that different alloying concepts are required for different strength classes and / or cross-sectional areas.
  • the state of the art is that an increase in strength is achieved by the increase in the quantity of carbon and / or silicon and / or manganese and an increase in the strength via the microstructural adjustments and solid solution hardening (mixed crystal hardening) with adapted temperature control.
  • Carbon and / or manganese content to achieve improved cold workability and better performance properties.
  • a low yield ratio (Re / Rm) is typical for a dual-phase steel and is used primarily for formability in drawing and deep drawing operations. This gives the designer information about the distance between onset of plastic deformation and failure of the material under quasistatic stress. Ask accordingly lower yield ratio ratios provide a greater safety margin for component failure.
  • leading back which has a favorable effect on a homogeneous deformation in the region of the cutting edge.
  • Minimum tensile strength of 580 MPa has become very diverse and shows very large alloy areas in the strength-enhancing elements carbon, silicon, manganese, phosphorus, aluminum and chromium and / or molybdenum, as well as in the addition of
  • Microalloys such as titanium and vanadium, as well as in the material-characterizing properties.
  • the range of dimensions is broad and lies in the thickness range of about 0.50 to 4.00 mm. There are mainly bands up to about 1850mm application, but also
  • Sheets or sheets are made by cutting the strips.
  • the invention is therefore based on the object, a new alloy concept for a high-strength multiphase steel with a minimum tensile strength of 580 MPa longitudinal and transverse to the rolling direction, preferably with dual-phase structure and a yield ratio of less than 67%, with the process window for the continuous annealing of hot or Cold tapes can be extended so that in addition to tapes with different
  • Cross-sections and steel bands with over tape length and possibly bandwidth varying thickness, and thus correspondingly varying Kaltabwalzgraden, can be produced with the most homogeneous mechanical and technological properties.
  • a method for producing a strip made from this steel is to be specified.
  • this object is achieved by a steel with the following contents in% by weight:
  • the steel according to the invention offers the advantage of a significantly enlarged process window in comparison to the known steels. This results in an increased process reliability in the continuous annealing of cold and hot strip with dual-phase structure.
  • Characteristics in the belt can be guaranteed even with different cross sections and otherwise the same process parameters.
  • stress-optimized components can be produced by forming technology.
  • the material produced can be used as a cold as well as a hot strip over a
  • Hot dip galvanizing line or a pure continuous annealing system are produced in the dressed and undressed and also in the heat-treated state (intermediate annealing).
  • HDT580X, HCT600X and HCT780X e.g. can be produced according to EN 10346.
  • Annealing temperatures of about 700 to 950 ° C have proved to be advantageous.
  • the strip is cooled starting from the annealing temperature at a cooling rate of approximately 15 to 100 ° C./s to an intermediate temperature of approximately 200 to 250 ° C.
  • Room temperature is finally at a cooling rate of about 2 to 30 ° C / s.
  • the second variant of the temperature control in the hot dip finishing includes holding the temperature for about 1 to 20 seconds at the intermediate temperature of about 200 to 250 ° C and then reheating to the temperature required for hot dipping refinement of about 420 to 470 ° C.
  • the strip is cooled after refining to about 200 to 250 ° C.
  • the cooling to room temperature is again at a cooling rate of about 2 to 30 ° C / s.
  • the basis for achieving a broad process window is the microalloying according to the invention exclusively with niobium, taking into account the above-mentioned. classical
  • Thickness range (for example, 0.5 to 4.0 mm) of the manganese content take over this task and move the phase transformations accordingly, as shown schematically in the variants 1, 2 and 3 in Figure 6.
  • Material characteristic is also that the addition of manganese with increasing weight percent of the ferrite is shifted to longer times and lower temperatures during cooling.
  • the manganese variation compensates for the cross-sectional influence in the time-temperature conversion behavior.
  • Carbon equivalent can be reduced, thereby improving the weldability and to avoid excessive hardening during welding. In resistance spot welding, moreover, the electrode life can be significantly increased.
  • the effect of the elements in the alloy according to the invention is described in more detail below.
  • the multiphase steels are typically chemically designed to combine alloying elements with and without micro-alloying elements.
  • Hydrogen (H) is the only element that can generate diffraction through the iron grid without creating lattice strains. As a result, the hydrogen in the iron grid is relatively mobile and can be absorbed relatively easily during production. Hydrogen can only be taken up in atomic (ionic) form in the iron lattice.
  • Hydrogen has a strong embrittlement and preferably diffuses to energy-favorable sites (defects, grain boundaries, etc.). In this case, defects act as hydrogen traps and can significantly increase the residence time of the hydrogen in the material.
  • the hydrogen content in the steel should be as low as possible.
  • Oxygen (O) In the molten state, the steel has a relatively high absorption capacity for gases, but at room temperature, oxygen is only soluble in very small quantities. Similar to hydrogen, oxygen can only diffuse into the material in atomic form. Due to the strong embrittling effect and the negative effects on the aging resistance, as much as possible is attempted during production to reduce the oxygen content.
  • the oxygen content in the steel should be as low as possible.
  • Nitrogen (NV) is also a companion element of steelmaking and free nitrogen steels tend to have a strong aging effect, as nitrogen diffuses and blocks even at low temperatures
  • Nitrogen bonding in the form of nitrides is possible by alloying aluminum or titanium.
  • the nitrogen content is limited to ⁇ 0.0100%, advantageously to ⁇ 0.0090% or optimally to ⁇ 0.0080% or to unavoidable amounts in steelmaking.
  • S Sulfur
  • MnS manganese sulfide
  • the manganese sulfides are often rolled in rows during the rolling process and act as nucleation sites for the transformation. This leads to a line-shaped structure, especially in the case of diffusion-controlled conversion, and can lead to impaired mechanical properties in the case of pronounced bristleness (for example pronounced martensite parts instead of distributed martensite islands, anisotropic material behavior, reduced elongation at break).
  • the sulfur content is ⁇ 0.0050% or at the
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is found in iron lattice
  • the phosphorus content is ⁇ 0.020% or at the
  • Alloying elements are usually added to the steel in order to influence specific properties.
  • an alloying element in different steels affect different characteristics. The effect generally depends strongly on the amount and the solution state in the material.
  • Carbon (C) considered the most important alloying element in steel. Through its targeted introduction of up to 2.06% iron is only steel. Often the carbon content is drastically lowered during steelmaking. In the case of dual-phase steels for continuous hot-dip refinement, its maximum proportion is 0.23%; a minimum value is not specified.
  • Carbon is also required to form carbides.
  • a representative occurring almost in every steel is the cementite (Fe3C).
  • significantly harder special carbides with other metals such as chromium, titanium, niobium, vanadium can form. It is not only the nature but also the distribution and size of the
  • the minimum C content is set to 0.075% and the maximum C content to 0.105%.
  • the ferrite formation enriches the austenite with carbon and stabilizes it. At higher levels, silicon stabilizes in the lower one
  • highly adherent scale may form at high silicon contents, which may affect further processing.
  • silicon may diffuse to the surface during annealing and form film-like oxides alone or together with manganese. These oxides deteriorate the galvanizability by affecting the galvanizing reaction
  • the minimum Si content is set at 0.200% and the maximum silicon content at 0.300%.
  • Solid solution solidifies the strength of the ferrite and shifts the a / y conversion to lower temperatures.
  • manganese Like silicon, manganese tends to form oxides on the steel surface during annealing. Depending on the annealing parameters and the contents of other alloying elements (especially silicon and aluminum), manganese oxides (eg MnO) and / or Mn mixed oxides (eg Mn2Si04) may occur. However, manganese is at one low Si / Mn or Al / Mn ratio to be considered as less critical, since forming more globular oxides instead of oxide films. However, high levels of manganese can negatively affect the appearance of the zinc layer and zinc adhesion.
  • the manganese content is therefore set to 1, 000 to 2,000%, depending on the cross section (strip thickness for the same bandwidth). As beneficial for one
  • Chromium (Cr) On the one hand chromium in dissolved form can considerably increase the hardenability of steel even in small amounts. On the other hand, chromium causes particle hardening with appropriate temperature control in the form of chromium carbides. The associated increase in the number of seed sites with simultaneously reduced content of carbon leads to a reduction in the hardenability.
  • chromium In dual phase steels, the addition of chromium mainly improves the hardenability. Chromium, when dissolved, shifts perlite and bainite transformation to longer times, while decreasing the martensite start temperature.
  • Chromium is also a carbide former. If chromium is in the form of carbide, the austenitizing temperature must be high enough before hardening to allow the
  • Chromium also tends to form oxides on the steel surface during the annealing process, which may degrade zinc-plating quality.
  • the chromium content is therefore set to values of 0.280 to 0.480%.
  • Molybdenum (Mo) The addition of molybdenum is similar to chromium to improve hardenability. The perlite and bainite transformation is pushed to longer times and the martensite start temperature is lowered. In addition, molybdenum considerably increases the tempering resistance, so that no loss of strength is to be expected in the zinc bath and, as a result of solid solution hardening, increases the strength of the ferrite.
  • the content of molybdenum is limited to the unavoidable, steel-accompanying amounts.
  • Copper (Cu): The addition of copper can increase the tensile strength and hardenability. In combination with nickel, chromium and phosphorus, copper can form a protective oxide layer on the surface, which can significantly reduce the corrosion rate.
  • copper When combined with oxygen, copper can form harmful oxides at the grain boundaries, which can be detrimental to hot working processes in particular.
  • the content of copper is therefore limited to quantities that are unavoidable in steel production.
  • alloying elements such as e.g. Nickel (Ni) or tin (Sn) are limited in their contents to unavoidable amounts in steelmaking.
  • Microalloying elements are usually added only in very small amounts ( ⁇ 0.1%). They act in contrast to the alloying elements mainly by excretion formation but can also affect the properties in a dissolved state. Despite the small quantity additions, micro-alloying elements strongly influence the production conditions as well as the processing and final properties.
  • micro-alloying elements carbide and nitride formers which are generally soluble in the iron lattice are used. Formation of carbonitrides is also possible because of the complete solubility of nitrides and carbides in one another. The tendency to form oxides and sulfides is usually most pronounced in the case of the micro-alloying elements, but as a rule it is purposefully prevented on account of other alloying elements.
  • This property can be used positively by binding the generally harmful elements sulfur and oxygen.
  • the setting can also have negative effects, if not enough
  • Microalloying elements are available for the formation of carbides. Typical micro-alloying elements are aluminum, vanadium, titanium, niobium and boron. These elements can be dissolved in the iron lattice and form carbides and nitrides with carbon and nitrogen.
  • Aluminum (AI) is usually added to the steel to bind the dissolved oxygen in the iron and nitrogen.
  • the oxygen and nitrogen is thus converted into aluminum oxides and aluminum nitrides. These excretions may be due to an increase in
  • Seed points cause a grain refining and so the toughness properties as well
  • Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and become higher
  • aluminum such as silicon shifts ferrite formation to shorter times, allowing the formation of sufficient ferrite in dual phase steel. It also suppresses carbide formation and thus leads to a delayed transformation of austenite. For this reason, aluminum is also used as an alloying element in retained austenitic steels to substitute part of the silicon with aluminum. The reason for this approach is that aluminum is a little less critical for the
  • the aluminum content is therefore limited to 0.010 to a maximum of 0.060%.
  • Niobium (Nb) In addition to the effect described above on broadening the
  • niobium causes a strong grain refining, since it is the most effective of all
  • Micro alloying causes a delay of the recrystallization and also inhibits the austenite grain growth.
  • the strength-enhancing effect is qualitatively higher than that of titanium, as evidenced by the increased grain refining effect and the greater amount of
  • Niobium carbides form at temperatures below 1200 ° C. In the case of nitrogen bonding with tantum, niobium can be effective in forming small and effective ones Carbides in the lower temperature range (smaller carbide sizes) increase its strength-increasing effect.
  • niobium Another effect of niobium is the retardation of the ⁇ / ⁇ conversion and the lowering of the martensite start temperature in the dissolved state. On the one hand this happens through the solute drag effect and on the other hand through the grain refining. This causes a
  • Precipitation hardening can thus be used above all for steels with a low carbon content (greater supersaturation possible) and during hot forming processes
  • the niobium content is therefore limited to values between 0.005 and 0.025%, wherein the contents are advantageously limited to> 0.005 to 0.020% for cost reasons.
  • vanadium content is limited to unavoidable steel accompanying amounts.
  • the annealing temperatures for the dual-phase structure to be achieved are for the
  • the hot-dip coated material can be used both as a hot strip and as a cold rolled hot strip or cold strip in the dressed (cold rolled) or
  • Steel strips in the present case as hot strip, cold rolled hot strip or cold strip made of the alloy composition according to the invention are also characterized in the further processing by a high resistance to near-edge cracking.
  • Rolling direction are advantageous in the subsequent use of material, which can be done transversely, longitudinally and diagonally to the rolling direction.
  • the hot strip according to the invention with Endwalztemperaturen in austenitic area above Ac3 and reel temperatures above the
  • FIG 1 schematically shows the process chain for the production of the steel according to the invention
  • FIG. 2 Results of a hole widening test (sheet thickness 2.50 mm) by way of example for the steel according to the invention (linel) compared with the prior art
  • FIG. 3 shows examples of analytical differences of the steel according to the invention compared to the standard grade, which represents the prior art by way of example
  • Figure 4a Examples of mechanical characteristics (transverse and longitudinal to the rolling direction) of the steel according to the invention compared to the standard quality, which exemplifies the state of the art in the strength class HCT600X
  • FIG. 4b regression calculations for mechanical characteristic values transverse to the rolling direction of the steel variant 1, 2 and 3 according to the invention
  • FIG. 5 shows schematically the time-temperature profile of the process steps hot rolling and continuous annealing, by way of example for the invention variant 1
  • FIG. 6 shows a schematic ZTU diagram for the steel according to the invention with variants 1, 2 and 3 Figure 7: mechanical characteristics (along the rolling direction) with variation of
  • FIG. 8 Overview of the alloy concept according to the invention
  • FIG. 9a temperature-time curve (schematically, method 1)
  • FIG. 9b temperature-time curve (schematically, method 2)
  • FIG. 9c temperature-time curve (schematically, method 3)
  • FIG. 1 shows schematically the process chain for the production of the steel according to the invention. Shown are the different process routes relating to the invention. Up to position 5 (pickle) the process route is the same for all steels according to the invention, after which deviating process routes take place depending on the desired results.
  • the pickled hot strip can be galvanized or cold rolled and galvanized. Or it can be annealed cold-rolled and galvanized.
  • FIG. 2 shows results of a hole widening test (relative values in comparison). Shown are the results of the hole widening tests for a steel according to the invention (variant 1, see FIG. 3) in comparison to the standard grades, the standard grade is process 1 as reference. All materials have a sheet thickness of 2.50 mm.
  • Process 1 here corresponds to annealing, for example, on a hot-dip galvanizing with a combined directly fired furnace and jet tube furnace, as described in FIG. 9b.
  • Process 2 corresponds
  • a process control in a continuous annealing system as described in Figure 9c.
  • a reheating of the steel can optionally be achieved directly in front of the zinc bath by means of an induction furnace.
  • FIG. 3 shows the relevant alloying elements of the steel according to the invention compared to the standard grade, which represents the prior art by way of example.
  • standard grade which corresponds to the prior art.
  • the steels of the invention are niobium-microalloyed and have a significantly increased manganese content.
  • FIG. 4 a shows the mechanical characteristic values transversely and longitudinally to the rolling direction of the steel according to the invention, by way of example in its variants 1, 2 and 3, in comparison with the standard quality, which represents the state of the art by way of example. All characteristic values achieved by annealing in the two-phase area correspond to the normative specification of an HCT600X.
  • FIG. 4b shows the mechanical characteristic values transverse to the rolling direction of the steel according to the invention, by way of example in its variants 1, 2 and 3, which was determined by means of a regression calculation. Shown are the mechanical characteristics depending on the band thickness related Mangangehaltvariationen (Invention variant 1, 2 and 3).
  • FIG. 4 c shows the mechanical characteristics transverse to the rolling direction and the chemical composition of the steel according to the invention, in its variant 1, in a
  • FIG. 4d shows the mechanical characteristics transverse to the rolling direction and the chemical composition of the steel according to the invention (variant 1) with a material thickness of 2.50 mm and an annealing above Aca. All characteristics correspond to the normative specification of a HDT580X.
  • 5 shows schematically the time-temperature curve of the process steps of hot rolling and continuous annealing of strips of the alloy composition according to the invention. Shown is the time- and temperature-dependent conversion for the hot rolling process as well as for a heat treatment after cold rolling, by way of example for variant 1.
  • FIG. 6 shows a schematic ZTU diagram for the steel according to the invention, differentiated according to variants 1, 2 and 3.
  • the determined ZTU diagram with the corresponding chemical composition (variation exclusively of contents of manganese) and the Ad and A & temperature is shown .
  • FIG. 7 shows the mechanical characteristic values along the rolling direction with the same parameters of continuously annealed strips with variation of the rolling degrees or different strip thickness in an exemplary consideration of variant 1. Shown are the characteristic values tensile strength, yield strength and elongation at break depending on selected degrees of reduction. Only the tensile strength increases with increasing Abwalzgrad. All values up to 30% reduction rate are in the range of the standard for a HCT600X.
  • FIG. 8 shows an overview of the strength classes that can be set using the alloy concept according to the invention (variant 1).
  • the alloy composition used corresponds to that shown in FIG. Shown are the differently processed steel strips with their characteristics along the rolling direction and microstructural compositions. This clearly indicates the range of adjustable strength classes for hot and cold strip with the resulting microstructure components depending on the process steps performed and the process parameters set.
  • FIGS. 9 schematically show the temperature-time profiles during the annealing treatment and cooling with three different variants and respectively different ones
  • Process 1 shows the annealing and cooling of the cold or hot rolled steel strip produced in a continuous annealing plant.
  • a temperature in the range of about 700 to 950 ° C we heated the strip to a temperature in the range of about 700 to 950 ° C.
  • the annealed steel strip is then cooled from the annealing temperature at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C.
  • a second intermediate temperature about 300 to 500 ° C
  • the method 2 ( Figure 9b) shows the process according to method 1, but the cooling of the steel strip for the purpose of a hot dip finishing briefly interrupted when passing through the hot dipping vessel to then the cooling with a
  • Cooling rate between about 5 and 100 ° C / s continue to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. Subsequently, the steel strip with a
  • Cooling rate between about 2 and 30 ° C / s cooled to room temperature in air.
  • the method 3 ( Figure 9c) also shows the process according to method 1 in a hot dipping refinement, but the cooling of the steel strip is interrupted by a short break (about 1 to 20 s) at an intermediate temperature in the range of about 200 to 250 ° C and heated to the temperature necessary for hot dip refining (approximately 420 to 470 ° C). Subsequently, the steel strip is again cooled to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. At a cooling rate of approximately 2 and 30 ° C / s, the final cooling of the steel strip takes place until air reaches the room temperature.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen hochfesten Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten von 580 MPa vorzugsweise mit Dualphasengefüge für ein kalt- oder warmgewalztes Stahlband mit verbesserten Umformeigenschaften, insbesondere für den Fahrzeugleichtbau, bestehend aus den Elementen (Gehalte in Masse-%): C 0,075 bis ≤ 0,105; Si 0,200 bis ≤ 0,300; Mn 1,000 bis ≤ 2,000; Cr 0,280 bis ≤ 0,480; Al 0,10 bis ≤ 0,060; P ≤ 0,020; Nb ≥ 0,005 bis ≤ 0,025; N ≤ 0,0100; S ≤ 0,0050; Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente. Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus diesem Stahl.

Description

Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
Beschreibung
Die Erfindung betrifft einen hochfesten Mehrphasenstahl gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1.
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warm- oder kaltgewaltzten Bandes aus einem solchen Stahl gemäß Patentanspruch 9.
Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit Zugfestigkeiten im Bereich von 580-900 MPa mit niedrigen Streckgrenzenverhältnissen von unter 67% zur Herstellung von Bauteilen, die eine hervorragende Umformbarkeit und Schweißeigenschaften aufweisen.
Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller ständig nach Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu suchen. Dabei spielt einerseits die Gewichtsersparnis aller
Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer
Beanspruchung im Betrieb wie auch im Crashfall. Dieser Notwendigkeit versuchen die Vormaterial-Lieferanten dadurch Rechnung zu tragen, dass durch die Bereitstellung hochfester und höchstfester Stähle und die Reduzierung der Blechdicke das Gewicht der Fahrzeuge reduziert werden kann, bei gleichzeitig verbessertem Umform- und
Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb.
Hochfeste und höherfeste Stähle ermöglichen leichtere Fahrzeugkomponenten (z.B. PKW, LKW) , folgerichtig damit verbunden ist ein geringerer Kraftstoffverbrauch. Über den damit reduzierten CO2 Anteil wird die Umweltbelastung vermindert.
Diese Stähle müssen daher vergleichsweise hohen Anforderungen hinsichtlich ihrer
Festigkeit und Duktilität, Energieaufnahme und bei ihrer Verarbeitung, wie beispielsweise beim Stanzen, der Warm- und Kaltumformung, dem Schweißen und/oder der
Oberflächenveredelung (z.B. metallisch veredelt, organisch beschichtet, lackieren) genügen.
Neu entwickelte Stähle müssen sich somit den Anforderungen nach der geforderten
Gewichtsreduzierung, den zunehmenden Materialanforderungen an Dehngrenze, Zugfestigkeit und Bruchdehnung bei guter Umformbarkeit stellen, wie auch den Bauteilanforderungen nach hoher Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, Energieabsorption sowie Festigkeit über den Work-Hardening-Effekt und den Bake-Hardening-Effekt, aber auch verbesserter Fügeeignung in Form von z.B. verbesserte Schweißbarkeit.
Verbesserte Kantenrißunempfindlichkeit bedeutet erhöhte Lochaufweitung und ist durch Synonyme, wie High Hole Expansion (HHE) bzw. Low Edge Crack (LEC) bekannt.
Verbesserte Schweißbarkeit wird u.a. durch ein abgesenktes Kohlenstoffäquivalent erreicht. Dafür stehen Synonyme, wie Low Carbon Equivalent (LCE) bzw. Under Peritectical (UP).
Im Fahrzeugbau finden daher zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen Grundgefüge bestehen, in das eine martensitische Zweitphase und
möglicherweise eine weitere Phase mit Bainit und Restaustenit eingelagert ist.
Der Bainit kann in unterschiedlichen Erscheinungsformen vorliegen.
Die die Stahlsorten bestimmenden Verarbeitungseigenschaften der Dualphasenstähle, wie ein sehr niedriges Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, eine starke Kaltverfestigung und eine gute Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt.
Mit steigender Tendenz finden auch Mehrphasenstähle Anwendung, wie Complexphasen- stähle, ferritisch-bainitische Stähle, bainitische Stähle sowie martensitische Stähle, die durch unterschiedliche Gefügezusammensetzungen charakterisiert sind wie in der EN 10346 beschrieben.
Complexphasenstähle sind Stähle, die kleine Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen eine extreme Kornverfeinerung bewirkt wird.
Ferritisch-bainitische Stähle sind Stähle, die Bainit oder verfestigten Bainit in einer Matrix aus Ferrit und/oder verfestigten Ferrit enthalten.
Die Verfestigung der Matrix wird durch eine hohe Versetzungsdichte, durch Kornfeinung und die Ausscheidung von Mikrolegierungselementen bewirkt. Bainitische Stähle sind Stähle, die sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse auszeichnen. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung ist eine gute Schweißbarkeit gegeben. Das Gefüge besteht typischerweise aus Bainit. Vereinzelt können geringe Anteile anderer Phasen, wie z. B.
Martensit und Ferrit, enthalten sein.
Martensitische Stähle sind Stähle, die durch thermomechanisches Walzen kleine Anteile von Ferrit und/oder Bainit in einem Grundgefüge aus Martensit enthalten. Die Stahlsorte zeichnet sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse aus. Innerhalb der Gruppe der Mehrphasenstähle weisen die martensitischen Stähle die höchsten Zugfestigkeitswerte auf.
Zum Einsatz kommen diese Stähle u. a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen, sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder. Diese Tailor Roiled Blank Leichtbau- Technologie (TRB®) ermöglicht eine signifikante Gewichtsreduktion durch die
belastungsangepasste Wahl der Blechdicke über die Bauteillänge.
Die Herstellung von TRB®s mit Mehrphasengefüge ist mit heute bekannten Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühanlagen für stark variierende Banddicken allerdings nicht ohne Einschränkungen, wie z.B. für die Wärmebehandlung vor dem Kaltwalzen, möglich. In Bereichen unterschiedlicher Banddicke, d.h. bei Vorliegen unterschiedlicher
Kaltabwalzgrade, kann aufgrund eines bei den gängigen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefälles kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.
Üblicherweise werden kaltgewalzte hochfeste Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt werden die
Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und
Abkühlgeschwindigkeit, entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen
Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt.
Zur Einstellung des Dualphasengefüges wird das Warmband, in typischen Dicken zwischen 1 ,50mm bis 4,00mm oder Kaltband, in typischen Dicken von 0,50mm bis 3,00mm, im Durchlaufglühofen auf eine solche Temperatur aufgeheizt, dass sich während der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung einstellt. Gleiches gilt für die Einstellung eines Stahls mit Complexphasengefüge, martensitischem, ferritisch-bainitischem sowie rein bainitischem Gefüge.
In der kontinuierlichen Glühanlage findet eine spezielle Wärmebehandlung statt, wo z.B. durch vergleichsweise weiche Bestandteile, wie Ferrit bzw. bainitischer Ferrit der Stahl seine geringe Streckgrenze und durch seine harten Bestandteile, wie Martensit bzw.
kohlenstoffreicher Bainit seine Festigkeit erhält.
Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Warm- oder Kaltbandes schmelztauchverzinkt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einem dem Verzinkungsbad vorgeschalteten Durchlaufglühofen.
Auch beim Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.
Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern mit z.B. aus der EP 1 113 085 A1 , EP 1 201 780 A1 und EP 0 796 928 A1 bekannten Legierungskonzepten für einen Mehrphasenstahl besteht das Problem, dass mit den dort getesteten
Legierungszusammensetzungen zwar die geforderten mechanischen Eigenschaften erfüllt werden, es ist aber nur ein enges Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden ist, um bei Querschnittssprüngen ohne Anpassung der Prozessparameter gleichmäßige
mechanische Eigenschaften über die Bandlänge zu gewährleisten.
Bei dem aus der EP 0 796 928 A1 bekannten Stahl besteht zudem der Nachteil darin, dass die sehr hohen AI-Gehalte von 0,4-2,5% die Stahlherstellung über konventionelles
Stranggießen durch Makroseigerungen und Gießpulvereinschlüsse negativ beeinflussen.
Bei ausgeweiteten Prozessfenstern sind bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich.
Dies gilt neben flexibel gewalzten Bändern mit unterschiedlichen Banddicken über die Bandlänge vor allen Dingen auch bei Bändern mit unterschiedlicher Dicke und/oder unterschiedlicher Breite, die nacheinander geglüht werden müssen. Eine homogene Temperaturverteilung ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen nur schwierig zu erreichen. Dies kann bei Legierungszusammensetzungen mit zu kleinen Prozessfenstern bei der Durchlaufglühung dazu führen, dass z.B. das dünnere Band entweder zu langsam durch den Ofen gefahren wird und dadurch die Produktivität gesenkt wird, oder dass das dickere Band zu schnell durch den Ofen gefahren wird und die notwendigen Glühtemperaturen und Kühlgradienten zur Erreichung des gewünschten Gefüges nicht erreicht wird. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss mit entsprechenden Fehlleistungskosten.
Der entscheidende Prozessparameter ist somit die Einstellung der Geschwindigkeit bei der Durchlaufglühung, da die Phasenumwandlung temperatur- und zeitabhängig abläuft. Je unempfindlicher der Stahl in Bezug auf die Gleichmäßigkeit der mechanischen
Eigenschaften bei Änderungen im Temperatur- und Zeitverlauf bei der Durchlaufglühung ist, desto größer ist somit das Prozessfenster.
Besonders gravierend wird das Problem eines sehr engen Prozessfensters bei der
Glühbehandlung, wenn belastungsoptimierte Bauteile aus Warm- oder Kaltband hergestellt werden sollen, die über die Bandlänge und Bandbreite (z.B. durch flexibles Walzen) variierende Banddicken aufweisen.
Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird z. B. in der DE 100 37 867 A1 beschrieben.
Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte für die Gruppe der Mehrphasenstähle ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich, über die gesamte Bandlänge des Bandes gleichmäßige mechanische Eigenschaften zu erreichen.
Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus Mehrphasenstählen bekannter Zusammensetzungen weisen, wegen des zu kleinen Prozessfensters, die Bereiche mit geringerer Banddicke aufgrund der Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung entweder zu hohe Festigkeiten durch zu große Martensitanteile auf oder die Bereiche mit größerer Banddicke erreichen zu geringe Festigkeiten durch zu geringe Martensitanteile. Homogene mechanischtechnologische Eigenschaften über die Bandlänge oder -breite sind mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen. Das Ziel, die resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und Bandlänge durch die gesteuerte Einstellung der
Volumenanteile der Gefügephasen zu erreichen, hat oberste Priorität und ist deshalb nur durch ein vergrößertes Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte für Mehrphasenstähle sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb zur Lösung der vorliegenden Problematik, insbesondere bei flexibel gewalzten Bändern, ungeeignet. Mit den bekannten Legierungskonzepten sind derzeit nur Stähle einer
Festigkeitsklasse mit definierten Querschnittsbereichen (Banddicke und Bandbreite) darstellbar, so dass für unterschiedliche Festigkeitsklassen und oder Querschnittsbereiche veränderte Legierungskonzepte notwendig sind.
Stand der Technik ist, dass eine Zunahme der Festigkeit durch das mengenmäßige Steigern von Kohlenstoff und/oder Silizium und/oder Mangan und eine Zunahme der Festigkeit über die Gefügeeinstellungen und die Mischkristallverfestigung (Mischkristallhärtung) bei angepasster Temperaturführung erreicht wird.
Durch die Mengensteigerung der vorgenannten Elemente verschlechtern sich jedoch zunehmend die Materialverarbeitungseigenschaften, beispielsweise beim Schweißen, Umformen und Schmelztauchveredeln.
Bei der Stahlherstellung zeigt sich allerdings auch ein Trend zur Reduzierung des
Kohlenstoff- und/oder Mangangehaltes, um eine verbesserte Kaltverarbeitbarkeit sowie bessere Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
Zur Beschreibung und Quantifizierung des Kantenrissverhaltens findet der
Lochaufweitungstest nach ISO 11630 als eins von mehreren möglichen Prüfverfahren Anwendung.
Bei entsprechend optimierten Güten erwartet der Stahlanwender höhere Werte als beim Standardmaterial. Aber auch die Schweißeignung charakterisiert durch das
Kohlenstoffäquivalent, rückt weiter in den Fokus.
Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen. Dieses gibt dem Konstrukteur Auskunft über den Abstand zwischen einsetzender plastischer Deformation und Versagen des Werkstoffes bei quasistatischer Beanspruchung. Dementsprechend stellen niedrigere Streckgrenzenverhältnisse einen größeren Sicherheitsabstand zum Bauteilversagen dar.
Ein höheres Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) wie es für Komplexphasenstähle typisch ist, zeichnet sich auch durch den Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten der einzelnen Gefügebestandteile
zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt.
Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit
Mindestzugfestigkeiten von 580 MPa ist sehr vielfältig geworden und zeigt sehr große Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Phosphor, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän, wie auch in der Zugabe von
Mikrolegierungen, wie Titan und Vanadium, sowie in den materialcharakterisierenden Eigenschaften.
Das Abmessungsspektrum ist breit und liegt im Dickenbereich von etwa 0,50 bis 4,00mm. Es finden überwiegend Bänder bis etwa 1850mm Anwendung, aber auch
Spaltbandabmessungen, die durch Längsteilen der Bänder entstehen. Bleche bzw. Tafeln werden durch Querteilen der Bänder gefertigt.
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues Legierungskonzept für einen hochfesten Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580 MPa längs und quer zur Walzrichtung, vorzugsweise mit Dualphasengefüge und einem Streckgrenzenverhältnis von weniger als 67%, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern so erweitert werden kann, dass neben Bändern mit unterschiedlichen
Querschnitten auch Stahlbänder mit über Bandlänge und ggf. Bandbreite variierender Dicke, und den damit entsprechend variierenden Kaltabwalzgraden, mit möglichst homogenen mechanisch-technologischen Eigenschaften erzeugt werden können. Außerdem soll ein Verfahren zur Herstellung eines aus diesem Stahl hergestellten Bandes angegeben werden.
Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe gelöst durch einen Stahl mit folgenden Gehalten in Gewichts-%:
C 0,075 bis < 0,105
Si 0,200 bis < 0,300
Mn 1 ,000 bis < 2,000 Cr 0,280 bis < 0,480
AI 0,010 bis < 0,060
P < 0,020
Nb > 0,005 bis < 0,025
N ^ 0,0100
S < 0,0050
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente.
Der erfindungsgemäße Stahl bietet den Vorteil eines deutlich vergrößerten Prozessfensters im Vergleich zu den bekannten Stählen. Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kalt- und Warmband mit Dualphasengefüge. Somit können für durchlaufgeglühte Warm- oder Kaltbänder homogenere mechanisch-technologische
Eigenschaften im Band auch bei unterschiedlichen Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern gewährleistet werden.
Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen Bandquerschnitten wie auch für Bänder mit variierender Banddicke über Bandlänge bzw. Bandbreite. Z.B. ist damit eine Prozessierung in ausgewählten Dickenbereichen möglich (z.B., wie kleiner 1mm Banddicke, 1 bis 2mm Banddicke und 2 bis 4mm Banddicke).
Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren erzeugte höherfeste Warm- oder Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Banddicken erzeugt, können aus diesem Material vorteilhaft belastungsoptimierte Bauteile umformtechnisch hergestellt werden.
Das erzeugte Material kann sowohl als Kalt- wie auch als Warmband über eine
Feuerverzinkungslinie oder eine reine Durchlaufglühanlage erzeugt werden im dressierten und undressierten und auch im wärmebehandelten Zustand (Zwischenglühen).
Gleichzeitig besteht die Option, durch gezielte Variierung der Prozessparameter die
Gefügeanteile so einzustellen, dass Stähle in unterschiedlichen Festigkeitsklassen, wie HDT580X, HCT600X und HCT780X, z.B. nach EN 10346 herstellbar sind.
Die mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung erzeugten Stahlbänder zeichnen sich bei der Fertigung eines Dualphasenstahles durch ein im Vergleich zum Standard deutlich breiteres Prozessfenster hinsichtlich Temperatur und
Durchlaufgeschwindigkeit bei der interkritischen Glühung zwischen Ad und bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung bzw. einer Glühung unterhalb des Beginn's des Zweiphasengebietes (z.B. Ad - zirka 20 °C) im
Vergleich zu den bekannten Legierungskonzepten aus (siehe Figur 9a, 9b, 9c).
Als vorteilhaft haben sich Glühtemperaturen von etwa 700 bis 950°C herausgestellt.
Abhängig von dem Gesamtprozess gibt es unterschiedliche Ansätze zur Realisierung der Wärmebehandlung.
Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das Band ausgehend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 15 bis 100°C/s auf eine Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C abgekühlt. Optional kann vorab mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 15 bis 100°C/s auf eine vorherige
Zwischentemperatur von 300 bis 500°C abgekühlt werden. Die Abkühlung bis zur
Raumtemperatur erfolgt abschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 bis 30°C/s.
Bei einer Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Die Kühlung wie oben beschrieben wird vor dem Eintritt in das Schmelzbad angehalten und erst nach dem Austritt aus dem Bad bis zum Erreichen der Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C fortgesetzt. Abhängig von der Schmelzbadtemperatur ergibt sich dabei eine Haltetemperatur von zirka 420 bis 470°C. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 bis 30°C/s.
Die zweite Variante der Temperaturführung bei der Schmelztauchveredelung beinhaltet das Halten der Temperatur für zirka 1 bis 20s bei der Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C und ein anschließendes Wiedererwärmen auf die zur Schmelztauchveredelung benötigte Temperatur von zirka 420 bis 470°C. Das Band wird nach der Veredelung wieder auf zirka 200 bis 250°C abgekühlt. Die Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 bis 30°C/s.
Bei klassischen Dualphasenstählen ist neben Mangan, Chrom und Silizium auch der Kohlenstoff für die Umwandlung von Austenit zu Martensit verantwortlich.
Erst die erfindungsgemäße Kombination der in den angegebenen Grenzen zulegierten Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan und Chrom sowie Niob sichert einerseits die geforderten mechanischen Eigenschaften von Mindestzugfestigkeiten von 580 MPa und Streckgrenzenverhältnisse von unterhalb 67% bei gleichzeitig deutlich verbreitertem
Prozessfenster bei der Duchlaufglühung.
Die Grundlage für das Erreichen eines breiten Prozessfensters ist die erfindungsgemäße Mikrolegierung ausschließlich mit Niob, bei Berücksichtigung der o.g. klassischen
Zusammensetzung Kohlenstoff/Silizium/Mangan/Chrom, bei einem nach der Banddicke darzustellenden, abgestuften und definierten Mangangehalt.
Da mit zunehmendem Querschnitt bzw. Banddicke bei gleicher Breite die Geschwindigkeit in der Durchlaufglühanlage sich verringert, d.h. die damit vorhandene Zeit zur Umwandlung größer wird, muss zur Einstellung ähnlicher Gefügeanteile über den ausgewählten
Dickenbereich (z.B. 0,5 bis 4,0mm) der Mangangehalt diese Aufgabe übernehmen und die Phasenumwandlungen entsprechend verschieben, wie in Figur 6 in den Varianten1 ,2 und 3 schematisch dargestellt.
Werkstoffcharakteristisch bewirkt die Zugabe von Niob eine Verzögerung der
Rekristallisation bei der Glühbehandlung, dadurch wird die Austinitkorngröße stabilisiert und ein breiteres Prozessfenster bei der abschließenden Glühbehandlung erreicht.
Werkstoffcharakteristisch ist auch, dass durch die Zugabe von Mangan mit ansteigenden Gewichtsprozenten das Ferritgebiet zu längeren Zeiten und tieferen Temperaturen während der Abkühlung verschoben wird.
Die Anteile von Ferrit werden dabei durch erhöhte Anteile von Bainit je nach
Prozessparameter mehr oder weniger stark reduziert.
Bei Versuchen hat sich gezeigt, dass allein die Mikrolegierungselementzugabe von Niob in Gehalten von 0,005 bis 0,025% ausreichend ist, um ein breites Prozessfenster und den typischerweise hierfür geforderten Zugfestigkeiten von mindestens 580 MPa für Warmband und mindestens 600 MPa für kaltnachgewalztes Warmband und Kaltband zu erreichen ist.
Erst durch die abgestimmte Zugabe von Mangan in den angegebenen Gehalten, als Steuerungsgröße zur Kompensierung des Querschnitteinflusses, können gleichmäßige mechanischen Kennwerte und Gefügezusammensetzungen bei unterschiedlichen
Banddicken ermöglicht werden. Durch die Mikrolegierung von Niob wird die zuvor beschriebene Prozessrobustheit ermöglicht.
Durch die Manganvariation wird der Querschnittseinfluss im Zeit-Temperatur- Umwandlungsverhalten kompensiert.
Durch die Einstellung eines niedrigen Kohlenstoffgehaltes von 0,105% kann das
Kohlenstoffäquivalent reduziert werden, wodurch die Schweißbarkeit verbessert und zu große Aufhärtungen beim Schweißen vermieden werden. Beim Widerstandspunktschweißen kann darüber hinaus die Elektrodenstandzeit deutlich erhöht werden.
Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher beschrieben. Die Mehrphasenstähle sind typischerweise chemisch so aufgebaut, dass Legierungselemente mit und auch ohne Mikrolegierungselemente kombiniert werden.
Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung wenn notwendig berücksichtigt.
Begleitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind bzw.
herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen.
Wasserstoff (H); kann als einziges Element ohne Gitterverspannungen zu erzeugen durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im Eisengitter relativ beweglich ist und während der Fertigung verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden.
Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstofffallen und können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen.
Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter
Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten Delayed- Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als Grund genannt. Ein gleichmäßigeres Gefüge, was bei dem erfindungsgemäßen Stahl u.a. durch seine Mikrolegierung erzielt wird, vermindert die Anfälligkeit gegenüber einer
Wasserstoffversprödung.
Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase, bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren.
Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum Einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum Anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes über Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im
Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen. Bei einer feinen Ausscheidung, speziell von Aluminiumoxiden, kann hingegen auch eine Kornfeinung erfolgen.
Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Stickstoff (NV. ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Stähle mit freiem Stickstoff neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen
Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist durch Zulegieren von Aluminium oder Titan möglich.
Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf < 0,0100%, vorteilhaft auf < 0,0090% bzw. optimal auf < 0,0080% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Schwefel (S): ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefvakuumbehandlung). Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt.
Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z.B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilte Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung).
Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf < 0,0050% bzw. auf bei der
Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Phosphor (P): ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als
Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit.
Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich
abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300°C herauf. Während des Warmwalzens können oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu
Bruchaufreißungen führen.
In einigen Stählen wird er allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen
Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0,1%) als Mikrolegierungselement verwendet. Beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free) oder auch in einigen
Legierungskonzepten für Dualphasenstählen.
Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf < 0,020% bzw. auf bei der
Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Legierunqselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge und dem Lösungszustand im Werkstoff ab.
Die Zusammenhänge können demnach durchaus vielseitig und komplex sein. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.
Kohlenstoff (C): gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung bis zu 2,06 % wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei Dualphasenstählen für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung beträgt sein Anteil maximal 0,23%, ein Mindestwert ist nicht vorgegeben.
Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im
Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im α-Eisen maximal 0,02% und im γ-Eisen maximal 2,06%. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich.
Durch die unterschiedliche Löslichkeit werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des Austenitgebiets zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelösten Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die
Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase.
Kohlenstoff ist zudem erforderlich um Carbide zu bilden. Ein nahezu in jedem Stahl vorkommender Vertreter ist der Zementit (Fe3C). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sondercarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der
Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,075% und der maximale C- Gehalt auf 0,105% festgelegt.
Silizium (Si): bindet beim Vergießen Sauerstoff und vermindert somit Seigerungen sowie Verunreinigungen im Stahl. Zudem erhöht Silizium durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit und das Streckgrenzenverhältnis des Ferrits bei nur geringfügig absinkender Bruchdehnung. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der
Abschreckung ermöglicht. Durch die Ferritbildung wird der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und stabilisiert. Bei höheren Gehalten stabilisiert Silizium im unteren
Temperaturbereich speziell im Bereich der Bainitbildung durch Verhinderung von
Carbidbildung den Austenit merklich.
Während des Warmwalzens kann sich bei hohen Siliziumgehalten stark haftender Zunder bilden, der die Weiterverarbeitung beeinträchtigen kann.
Beim kontinuierlichen Verzinken kann Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundieren und alleine oder zusammen mit Mangan filmartige Oxide bilden. Diese Oxide verschlechtern die Verzinkbarkeit durch Beeinträchtigung der Verzinkungsreaktion
(Eisenlösung und Hemmschichtausbildung) beim Eintauchen des Stahlbandes in die
Zinkschmelze. Dies äußert sich in einer schlechten Zinkhaftung und unverzinkten Bereichen. Durch eine geeignete Ofenfahrweise mit angepasstem Feuchtegehalt im Glühgas und/oder durch ein geringes Si/Mn-Verhältnis und/oder durch die Verwendung moderater Mengen an Silizium kann jedoch eine gute Verzinkbarkeit des Stahlbandes und eine gute Zinkhaftung sichergestellt werden.
Aus den vorgenannten Gründen werden der minimale Si-Gehalt auf 0,200% und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,300% festgelegt.
Mangan (Mn): wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch
Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die a-/y-Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen.
Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Dualphasenstählen ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Silizium und Aluminium) können Manganoxide (z. B. MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z.B. Mn2Si04) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher globulare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen.
Der Mangan-Gehalt wird deshalb abhängig vom Querschnitt (Banddicke bei gleicher Bandbreite) auf 1 ,000 bis 2,000% festgelegt. Als vorteilhaft hat sich für einen
Banddickenbereich von 0,5-1 , 0mm ein Mangan-Gehalt von 1 ,00-1 ,50 Gew.%, für den Bereich 1 ,0-2,0mm 1,25-1 ,75 Gew.% und für den Bereich 2,0-4,0mm ein Mangan-Gehalt von 1 ,50-2,00 Gew.% herausgestellt.
Chrom (Cr): So kann einerseits Chrom in gelöster Form schon in geringen Mengen die Härtbarkeit von Stahl erheblich steigern. Andererseits bewirkt Chrom bei entsprechender Temperaturführung in Form von Chromcarbiden eine Teilchenverfestigung. Die damit verbundene Erhöhung der Anzahl von Keimstellen bei gleichzeitig gesenktem Gehalt an Kohlenstoff führt zu einer Herabsetzung der Härtbarkeit.
In Dualphasenstählen wird durch die Zugabe von Chrom hauptsächlich die Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensitstarttemperatur.
Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert, so dass es im Zinkbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt.
Chrom ist zudem ein Carbidbildner. Sollte Chrom in Carbidform vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die
Chromcarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer
Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen.
Chrom neigt ebenfalls dazu während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahloberfläche zu bilden, wodurch sich die Verzinkungsqualität verschlechtern kann.
Der Chrom-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,280 bis 0,480% festgelegt.
Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän erfolgt ähnlich wie bei Chrom zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten geschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Zinkbad keine Festigkeitsverluste zu erwarten sind und bewirkt durch Mischkristallverfestigung eine Festigkeitssteigerung des Ferrits.
Aus Kostengründen wird auf die Zugabe von Molybdän verzichtet.
Der Gehalt an Molybdän wird bis auf die unvermeidbaren, stahlbegleitenden Mengen begrenzt.
Kupfer (Cu): Der Zusatz von Kupfer kann die Zugfestigkeit sowie die Einhärtbarkeit steigern. In Verbindung mit Nickel, Chrom und Phosphor kann Kupfer eine schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden, die die Korrosionsrate deutlich reduzieren kann.
In Verbindung mit Sauerstoff kann Kupfer an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Kupfer ist deshalb bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Andere Legierungselemente wie z.B. Nickel (Ni) oder Zinn (Sn) sind in ihren Gehalten auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,1%). Sie wirken im Gegensatz zu den Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Trotz der geringen Mengenzugaben beeinflussen Mikrolegierungselemente die Herstellungsbedingungen sowie die Verarbeitungs- und Endeigenschaften stark.
Als Mikrolegierungselemente kommen in der Regel im Eisengitter lösliche Carbid- und Nitridbildner zum Einsatz. Eine Bildung von Carbonitriden ist aufgrund der vollständigen Löslichkeit von Nitriden und Carbiden ineinander ebenfalls möglich. Die Neigung, Oxide und Sulfide zu bilden ist bei den Mikrolegierungselementen in der Regel am stärksten ausgeprägt wird aber aufgrund anderer Legierungselemente in der Regel gezielt verhindert.
Diese Eigenschaft kann positiv genutzt werden, indem die im Allgemeinen schädlichen Elemente Schwefel und Sauerstoff abgebunden werden können. Die Abbindung kann aber auch negative Auswirkungen haben, wenn dadurch nicht mehr genügend
Mikrolegierungselemente für die Bildung von Carbiden zur Verfügung stehen. Typische Mikrolegierungselemente sind Aluminium, Vanadium, Titan, Niob und Bor. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide und Nitride.
Aluminium (AI) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Der Sauerstoff und Stickstoff wird so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der
Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie
Festigkeitswerte steigern.
Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren
Temperaturen gebildet.
In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit im Dualphasenstahl. Es unterdrückt zudem die Carbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird Aluminium auch als Legierungselement in Restaustenitstählen verwendet, um einen Teil des Siliziums durch Aluminium zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Aluminium etwas weniger kritisch für die
Verzinkungsreaktion als Silizium ist.
Der Aluminium-Gehalt wird deshalb auf 0,010 bis maximal 0,060% begrenzt.
Niob (Nb): Neben dem oben beschriebenen Effekt auf eine Verbreiterung des
Prozessfensters durch eine verzögerte Phasenumwandlung bei der Durchlaufglühung, bewirkt Niob eine starke Kornfeinung, da es am effektivsten von allen
Mikrolegierungselementen eine Verzögerung der Rekristallisation bewirkt und zudem das Austenitkornwachstum hemmt.
Die festigkeitssteigernde Wirkung ist qualitativ höher als die von Titan einzuschätzen, ersichtlich durch den erhöhten Kornfeinungseffekt und die größere Menge an
festigkeitssteigernden Teilchen (Abbindung des Titans zu TiN bei hohen Temperaturen). Niobcarbide bilden sich bei Temperaturen unterhalb von 1200°C. Bei Stickstoffabbindung mit Ttan kann Niob durch Bildung von kleinen und in Hinblick auf ihre Wirkung effektiven Carbiden im unteren Temperaturbereich (kleinere Carbidgrößen) seine festigkeitssteigernde Wirkung erhöhen.
Ein weiterer Effekt des Niobs ist die Verzögerung der α/γ-Umwandlung und das Absenken der Martensitstarttemperatur im gelösten Zustand. Zum Einen geschieht dies durch den Solute-Drag-Effekt und zum Anderen durch die Kornfeinung. Diese bewirkt eine
Festigkeitssteigerung des Gefüges und somit auch einen höheren Widerstand gegen die Volumenvergrößerung bei der Martensitbildung.
Prinzipiell ist das Zulegieren von Niob begrenzt bis zum Erreichen seiner Löslichkeitsgrenze. Diese begrenzt zwar die Menge an Ausscheidungen bewirkt aber beim Überschreiten vor allem eine frühe Ausscheidungsbildung mit recht groben Partikeln.
Die Ausscheidungshärtung kann somit vor allem bei Stählen mit geringem Kohlenstoff- Gehalt (größere Übersättigung möglich) und bei Warmumformprozessen
(verformungsinduzierte Ausscheidung) effektiv wirksam werden.
Der Niob-Gehalt wird deshalb auf Werte zwischen 0,005 und 0,025% begrenzt, wobei die Gehalte vorteilhaft auf > 0,005 bis 0,020% aus Kostengründen eingeschränkt sind.
Titan (Ti):
Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Titan nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Titan bis auf unvermeidbare, stahlbegleitende Mengen begrenzt.
Vanadium (V):
Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Vanadium nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Vanadium bis auf unvermeidbare, stahlbegleitende Mengen begrenzt.
Bor (B):
Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Bor nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Bor bis auf unvermeidbare, stahlbegleitende Mengen begrenzt.
Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen wurde herausgefunden, dass mit dem vorliegenden Legierungskonzept durch eine austenitisierende Glühung eines Warmbandes über s ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 580MPa erreicht werden kann. Mit einer interkritischen Glühung zwischen Ad und Ac3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung wurde ein Mehrphasenstahlband mit Dualphasengefüge in einer Dicke von 0,50 bis 4,00mm erzeugt, welches sich durch eine große Toleranz gegenüber Prozessschwankungen auszeichnete.
Damit liegt ein deutlich aufgeweitetes Prozessfenster für die erfindungsgemäße
Legierungszusammensetzung im Vergleich zu bekannten Legierungskonzepten vor.
Die Glühtemperaturen für das zu erzielende Dualphasengefüge liegen für den
erfindungsgemäßen Stahl zwischen zirka 700 und 950°C, damit wird so je nach
Temperaturbereich ein rekristallisiertes (Einphasengebiet), teilaustenitisches
(Zweiphasengebiet) bzw. ein vollaustenitisches Gefüge (Austenitgebiet) erreicht.
Die Versuche zeigen, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der interkritischen Glühung zwischen Aci und Ac3 bzw. der austenitisierenden Glühung über Ac3 mit anschließender gesteuerter Abkühlung, auch nach einem weiteren Prozessschritt "Schmelztauchveredelung" bei Temperaturen zwischen 420 bis 470°C beispielsweise bei Z (Zink) und ZM (Zink- Magnesium) erhalten blieben.
Das schmelztauchveredelte Material kann sowohl als Warmband, als auch als kalt nachgewalztes Warmband bzw. Kaltband im dressierten (kaltnachgewalzten) bzw.
undressierten Zustand und/oder streckbiegegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand gefertigt werden.
Stahlbänder, vorliegend als Warmband, kaltnachgewalztes Warmband bzw. Kaltband aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung zeichnen sich außerdem bei der Weiterverarbeitung durch einen hohen Widerstand gegen kantennahe Rissbildung aus.
Die geringen Kennwertunterschiede des Stahlbandes, längs und quer zu seiner
Walzrichtung, sind vorteilhaft beim späteren Materialeinsatz, der dadurch quer, längs und diagonal zur Walzrichtung erfolgen kann.
Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Ac3 und Haspeltemperaturen oberhalb der
Bainitstarttemperatur erzeugt.
Weitere Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von in einer Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispielen.
Es zeigen:
Figur 1 : schematisch die Prozesskette für die Herstellung des erfindungsgemäßen Stahles
Figur 2: Ergebnisse eines Lochaufweitungsversuches (Blechdicke 2,50mm) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl (Variantel) gegenüber dem Stand der Technik
Figur 3: Beispiele für analytische Unterschiede des erfindungsgemäßen Stahls gegenüber der Standardgüte, die den Stand der Technik beispielhaft darstellt
Figur 4a: Beispiele für mechanische Kennwerte (quer und längs zur Walzrichtung) des erfindungsgemäßen Stahls im Vergleich zur Standardgüte, die den Stand der Technik in der Festigkeitsklasse HCT600X beispielhaft darstellt
Figur 4b: Regressionsberechnungen für mechanische Kennwerte quer zur Walzrichtung des erfindungsgemäßen Stahls Variante 1 , 2 und 3
Figur 4c: Beispiel für mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des
erfindungsgemäßen Stahls (Variante 1) im Vergleich zur Standardgüte, die den Stand der Technik in der Festigkeitsklasse HCT780X für Banddicke < 1 mm beispielhaft darstellt
Figur 4d: Beispiel für mechanische Kennwerte (quer zur Walzrichtung) des
erfindungsgemäßen Stahls Variante 1 in der Festigkeitsklasse HDT580X für Banddicke 2,50mm
Figur 5: schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen, beispielhaft für Erfindung Variante 1
Figur 6: schematisches ZTU-Diagramm für den erfindungsgemäßen Stahl mit den Varianten 1 ,2 und 3 Figur 7: mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) bei Variation der
Abwalzgrade (beispielhaft Variante 1)
Figur 8: Übersicht über die mit dem erfindungsgemäßen Legierungskonzept
(beispielhaft für Variante 3) einstellbaren Festigkeitsklassen
Figur 9a: Temperatur-Zeit-Kurve (schematisch, Verfahren 1)
Figur 9b: Temperatur-Zeit-Kurve (schematisch, Verfahren 2)
Figur 9c: Temperatur-Zeit-Kurve (schematisch, Verfahren 3)
Figur 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung des erfindungsgemäßen Stahles. Dargestellt sind die unterschiedlichen die Erfindung betreffenden Prozessrouten. Bis zur Position 5 (Beize) ist die Prozessroute für alle erfindungsgemäßen Stähle gleich, danach erfolgen je nach den gewünschten Ergebnissen abweichende Prozessrouten.
Beispielsweise kann das gebeizte Warmband verzinkt werden oder kaltgewalzt und verzinkt werden. Oder es kann weichgeglüht kaltgewalzt und verzinkt werden.
Figur 2 zeigt Ergebnisse eines Lochaufweitungsversuches (relative Werte im Vergleich). Dargestellt sind die Ergebnisse der Lochaufweitungstests für einen erfindungsgemäßen Stahl (Variante 1 , siehe Figur 3) im Vergleich zu den Standardgüten, als Referenz dient die Standardgüte Prozess 1. Alle Werkstoffe haben eine Blechdicke von 2,50mm. Die
Ergebnisse gelten für den Test nach ISO 16630. Es ist zu sehen, dass die
erfindungsgemäßen Stähle bessere Aufweitungswerte bei gestanzten Löchern erzielen als die Standardgüten mit gleicher Prozessierung. Der Prozess 1 entspricht hierbei einer Glühung beispielsweise an einer Feuerverzinkung mit kombiniertem direkt befeuertem Ofen und Strahlrohrofen, wie er in Figur 9b beschrieben ist. Der Prozess 2 entspricht
beispielsweise einer Prozessführung in einer Durchlaufglühanlage, wie er in Figur 9c beschrieben ist. Zudem kann hier mittels Induktionsofen ein Wiederaufheizen des Stahls optional direkt vor dem Zinkbad erreicht werden. Durch die unterschiedlichen
erfindungsgemäßen Temperaturführungen innerhalb der genannten Spannbreite ergeben sich voneinander unterschiedliche Kennwerte bzw. auch unterschiedliche
Lochaufweitungsergebnisse, die für beide Prozesse im Vergleich zu den Standardgüten deutlich verbessert sind. Prinzipieller Unterschied sind also die Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der nachgeschalteten Abkühlung.
Figur 3 zeigt die maßgeblichen Legierungselemente des erfindungsgemäßen Stahls gegenüber der Standardgüte, die den Stand der Technik beispielhaft darstellt. Bei dem Vergleichsstahl (Standardgüte), der dem Stand der Technik entspricht, liegt der
hauptsächliche Unterschied im Kohlenstoffgehalt, der im überperitektischen Bereich liegt, aber auch in den Elementen Silizium, Mangan und Chrom. Darüber hinaus ist die
Standardgüte Phosphor-mikrolegiert. Die erfindungsgemäßen Stähle sind Niob-mikrolegiert und weisen einen deutlich erhöhten Mangan-Gehalt auf.
Figur 4a: zeigt die mechanischen Kennwerte quer und längs zur Walzrichtung des erfindungsgemäßen Stahls, beispielhaft in seinen Variante 1, 2 und 3, im Vergleich mit der Standardgüte, die den Stand der Technik beispielhaft darstellt. Alle Kennwerte, die durch Glühung im Zweiphasengebiet erzielt wurden, entsprechen der normativen Vorgabe eines HCT600X.
Figur 4b: zeigt die mechanischen Kennwerte quer zur Walzrichtung des erfindungsgemäßen Stahls, beispielhaft in seinen Varianten 1 , 2 und 3, die über eine Regressionsberechnung ermittelt wurde. Dargestellt sind die mechanischen Kennwerte in Abhängigkeit von der banddickenbezogenen Mangangehaltvariationen (Erfindung Variante 1 ,2 und 3).
Alle Kennwerte entsprechen der normativen Vorgabe. Das Streckgrenzenverhältnis ist für alle Varianten deutlich unter 67 %.
Figur 4c: zeigt die mechanischen Kennwerte quer zur Walzrichtung und die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls, in seiner Variante 1 , bei einer
Materialdicken von 0,77mm und einer Glühung unterhalb des Beginns des
Zweiphasengebietes (z.B. Ad - zirka 20 °C) im Vergleich mit der Standardgüte, die den Stand der Technik beispielhaft darstellt. Alle Kennwerte entsprechen der normativen Vorgabe eines HCT780X, also der nächst höheren Festigkeitsklasse bezogen auf den HCT600X.
Figur 4d: zeigt die mechanischen Kennwerte quer zur Walzrichtung und die chemische Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahls (Variante 1) bei einer Materialdicke von 2,50mm und einer Glühung oberhalb Aca. Alle Kennwerte entsprechen der normativen Vorgabe eines HDT580X. Figur 5: zeigt schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen von Bändern aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung. Dargestellt ist die zeit- und temperaturabhängige Umwandlung für den Warmwalzprozess als auch für eine Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen, beispielhaft für die Variante 1.
Figur 6: zeigt ein schematisches ZTU-Diagramm für den erfindungsgemäßen Stahl, differenziert nach den Variante 1 , 2 und 3. Hierin ist das ermittelte ZTU Diagramm mit der entsprechenden chemischen Zusammensetzung (Variation ausschließlich von Gehalten an Mangan) und derAd und A& Temperatur dargestellt. Durch Einstellung entsprechender Temperatur-Zeit- Verläufe bei der Abkühlung lässt sich vorteilhaft ein breites Spektrum an Gefügezusammensetzungen im Stahlwerkstoff einstellen.
Besonderes Interesse liegt hierbei auf der Verschiebung der Ferritnase, Perlitnase und Bainitnase zu späteren Zeiten bei der gestaffelten Zunahme der Mangangehalte. Hierdurch wird das Potenzial ermöglicht, bei einer von der Banddicke abhängigen
Anlagengeschwindigkeit, über das gesamte betrachtete Dickenspektrum ähnliche
Gefügeanteile einzustellen.
Figur 7: zeigt die mechanischen Kennwerte längs zur Walzrichtung mit gleichen Parametern durchlaufgeglühter Bänder bei Variation der Abwalzgrade bzw. unterschiedlicher Banddicke bei beispielhafter Betrachtung der Variante 1. Dargestellt sind die Kennwerte Zugfestigkeit, Dehngrenze und Bruchdehnung in Abhängigkeit ausgewählter Abwalzgrade. Allein die Zugfestigkeit steigt mit zunehmendem Abwalzgrad an. Alle Werte bis 30% Abwalzgrad liegen im Bereich der Norm für einen HCT600X.
Höhere Abwalzgrade (größer 75%) führen zum Stahlsortensprung in Richtung HCT780X, mit Mindestfestigkeiten von 780 MPa.
Figur 8: zeigt eine Übersicht über die mit dem erfindungsgemäßen Legierungskonzept (Variante 1) einstellbaren Festigkeitsklassen. Die eingesetzte Legierungszusammensetzung entspricht der in der Figur 3 gezeigten. Dargestellt sind die unterschiedlich prozessierten Stahlbänder mit ihren Kennwerten längs zur Walzrichtung und Gefügezusammensetzungen. Deutlich wird hieraus die Bandbreite an einstellbaren Festigkeitsklassen für Warm- und Kaltband mit den sich ergebenden Gefügebestandteilen abhängig von den durchgeführten Prozessschritten und den eingestellten Prozessparametern. Die Figuren 9 zeigen schematisch die Temperatur-Zeit-Verläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung mit drei verschiedenen Varianten und jeweils verschiedenen
Austenitisierungsbedingungen entsprechend der angemeldeten Ansprüche zum Verfahren.
Das Verfahren 1 (Figur 9a) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten kalt- oder warmgewalzten Stahlband in einer Durchlaufglühanlage. Zuerst wir das Band auf eine Temperatur im Bereich von zirka 700 bis 950°C aufgeheizt. Das geglühte Stahlband wird anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C abgekühlt. Auf die Darstellung einer zweiten Zwischentemperatur (zirka 300 bis 500°C) wird in dieser schematischen Darstellung verzichtet. Anschließend wird das Stahlband mit einer
Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt bzw. die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s wird bis auf Raumtemperatur beibehalten.
Das Verfahren 2 (Figur 9b) zeigt den Prozess gemäß Verfahren 1 , jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes zum Zwecke einer Schmelztauchveredelung kurzzeitig beim Durchlaufen des Schmelztauchgefäßes unterbrochen, um anschließend die Kühlung mit einer
Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 5 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C fortzusetzen. Anschließend wird das Stahlband mit einer
Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt.
Das Verfahren 3 (Figur 9c) zeigt ebenfalls den Prozess gemäß Verfahren 1 bei einer Schmelztauchveredelung, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes durch eine kurze Pause (zirka 1 bis 20 s) bei einer Zwischentemperatur im Bereich von zirka 200 bis 250°C unterbrochen und bis auf die Temperatur, die zum Schmelztauchveredeln notwendig ist (zirka 420 bis 470°C) wieder erwärmt. Anschließend wird das Stahlband wieder bis zu einer Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C gekühlt. Mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 und 30°C/s erfolgt bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft die abschließende Kühlung des Stahlbandes.

Claims

Patentansprüche
1. Hochfester Mehrphasenstahl mit Mindestzgfestigkeiten von 580 MPa vorzugsweise mit Dualphasengefüge für ein kalt- oder warmgewalztes Stahlband mit verbesserten Umformeigenschaften, insbesondere für den Fahrzeugleichtbau, bestehend aus den
Elementen (Gehalte in Masse-%)
C 0,075 bis < 0,105
Si 0,200 bis < 0,300
Mn 1 ,000 bis < 2,000
Cr 0,280 bis < 0,480
AI 0,010 bis < 0,060
P < 0,020
Nb > 0,005 bis < 0,025
N ^ 0,0100
S < 0,0050
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender oben nicht erwähnter Elemente.
2. Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass der Mn-Gehalt > 1 ,000 < 1,500%
bei Banddicken 0,50 - 1 ,00mm beträgt.
3. Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass der Mn-Gehalt > 1 ,250 < 1 ,750%
bei Banddicken 1,00 - 2,00mm beträgt.
4. Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass der Mn-Gehalt > 1 ,500 < 2,000%
bei Banddicken 2,00 - 4,00mm beträgt.
5. Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass zur Erreichung einer Mindestzugfestigkeit von 780 MPa der Mn-Gehalt > 1 ,500 < 2,000% bei Banddicken 0,50 - 1 ,00mm beträgt.
6. Stahl nach den Ansprüchen 1 - 4
dadurch gekennzeichnet,
dass der Nb-Gehalt < 0,020% beträgt.
7. Stahl nach einem der Ansprüche 1 - 5
dadurch gekennzeichnet,
dass der N-Gehalt < 0,0090% beträgt.
8. Stahl nach einem der Ansprüche 1 - 5
dadurch gekennzeichnet,
dass der N-Gehalt < 0,0080% beträgt.
9. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem Stahl hergestellt nach einem der Ansprüche 1 bis 7 bei dem das geforderte
Dualphasengefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird
dadurch gekennzeichnet,
dass das kalt- oder warmgewalzte Stahlband in dem Durchlaufglühofen auf eine Temperatur im Bereich von zirka 700 bis 950°C aufgeheizt und dass das geglühte Stahlband anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zu einer ersten Zwischentemperatur von zirka 300 bis 500°C, folgend mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zu einer zweiten Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C abgekühlt, anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 bis 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt oder die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s von der ersten
Zwischentemperatur bis auf Raumtemperatur beibehalten wird.
10. Verfahren nach Anspruch 9
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließenden Kühlen die Kühlung vor dem Eintreten in das Schmelzbad angehalten und nach der Schmelztauchveredelung die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C fortgesetzt, und anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt wird.
11. Verfahren, nach Anspruch 9
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließenden Kühlen auf die Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C vor dem Eintreten in das Schmelzbad die Temperatur für zirka 1 bis 20 s gehalten und anschließend das Stahlband auf die Temperatur von zirka 420 bis 470°C wieder erwärmt wird und nach erfolgter Schmelztauchveredlung eine Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen zirka 15 und 100°C/s bis zur Zwischentemperatur von zirka 200 bis 250°C erfolgt und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von zirka 2 und 30°C/s an Luft bis zur Raumtemperatur abgekühlt wird.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11
dadurch gekennzeichnet,
dass zur Erreichung einer Mindestzugfestigkeit von 780 MPa ein Stahlband nach Anspruch 5 unterhalb des Umwandlungspunktes Ad wärmebehandelt wird.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11
dadurch gekennzeichnet,
dass zur Erreichung einer Mindestzugfestigkeit von 780 MPa ein Stahlband nach Anspruch 5 mit Kaltabwalzgraden größer 75 % zwischen Ad und Ac3 wärmebehandelt wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 11
dadurch gekennzeichnet,
dass durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit an unterschiedliche Banddicken im Zuge der Wärmebehandlung vergleichbare Gefügezustände und mechanische Kennwerte der Bänder eingestellt werden.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 bis 14
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung dressiert wird.
16. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 9 bis 15
dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung streckbiegegerichtet wird.
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