WO2016078642A1 - Hochfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl - Google Patents

Hochfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl Download PDF

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Joachim SCHÖTTLER
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Marion BECHTOLD
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a high-strength air-hardenable multiphase steel with excellent processing properties according to claim 1.
  • the invention relates to a method for producing a hot and / or cold-rolled strip of such a steel and its remuneration by means of air hardening and optionally subsequent tempering according to the claims 27 to 34, as well as a
  • the invention relates to steels having a tensile strength in the range of at least 750 MPa in the initial state (uncured or tempered) for the manufacture of components having improved formability (such as increased hole widening and increased
  • Vehicle components a crucial role on the other hand but also a favorable behavior of the individual components with high static and dynamic stress both during use and in the event of a crash.
  • the weight of the vehicles can be reduced while at the same time improving forming and component behavior during production and operation.
  • High- to ultrahigh-strength steels therefore have to meet comparatively high demands with regard to their strength and ductility, energy absorption and during their processing, for example during stamping, hot and cold forming, during thermal quenching (eg. Press hardening), welding and / or a surface treatment, such as a metallic finish, organic coating or painting, are sufficient.
  • Newly developed steels must therefore, in addition to the required weight reduction due to reduced sheet thicknesses, meet the increasing material requirements for yield strength, tensile strength, hardening behavior and elongation at break with good processing properties, such as
  • Hole expanding capability is a material property that describes the resistance of the material to crack initiation and crack propagation during forming operations in near edge areas, such as collaring.
  • the Lochetzweite pulp is normatively regulated, for example, in ISO 16630. Thereafter, prefabricated, for example punched in a sheet holes are widened by means of a mandrel.
  • the measured variable is the change in the hole diameter relative to the initial diameter at which the first crack occurs at the edge of the hole through the metal sheet.
  • An improved edge insensitivity means an increased formability of the sheet edges and can be described by an increased Lochetzweitpercussion. This situation is known under the synonyms “Low Edge Crack” (LEC) or “High Hole Expansion” (HHE) and xpand®.
  • LOC Low Edge Crack
  • HHE High Hole Expansion
  • xpand® xpand®
  • the determination of the bending angle (a) is e.g. governed by the platelet bending test in the VDA 238-100 normatively.
  • the above-mentioned properties are important for components which, before tempering, e.g. be converted by air tempering with optional tempering to very complex components.
  • Carbon equivalent achieved. Synonyms such as "unterßeritektisch” (UP) or the already known “Low Carbon Equivalent” (LCE) stand for this.
  • the carbon content is usually less than 0, 120 wt .-%.
  • Weld seam can be improved via an alloy with micro-alloying elements.
  • High-strength components must have sufficient resistance to embrittlement of the material compared to hydrogen.
  • AHSS Advanced High Strength Steels
  • dual-phase steels are increasingly being used, which consist of a ferritic basic structure in which a martensitic second phase is incorporated. It has been found that in low-carbon, micro-alloyed steels, portions of further phases, such as bainite and retained austenite, are advantageously used, for example. on the Lochetzweit , the
  • the bainite can in this case in different forms, such. upper and lower bainite.
  • Polyphase steels include e.g. Complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, TRIP steels, as well as the previously described dual-phase steels produced by different
  • Complex-phase steels are, according to EN 10346, steels which contain small amounts of martensite, retained austenite and / or pearlite in a ferritic / bainitic matrix, whereby a pronounced grain refining is effected by delayed recrystallization or by precipitation of micro-alloying elements.
  • these complex-phase steels Compared to dual-phase steels, these complex-phase steels have higher yield strengths, a higher yield ratio, a lower work hardening and a higher one
  • Ferritic-bainitic steels are according to EN 10346 steels containing bainite or solidified bainite in a matrix of ferrite and / or solidified ferrite.
  • the strength of the matrix is characterized by a high dislocation density, by grain refining and the excretion of
  • Dual-phase steels are, according to EN 10346, steels with a ferritic basic structure, in which a martensitic second phase is insular, occasionally also with proportions of bainite as second phase. At high tensile strength dual phase steels show a low
  • TRIP steels are steels with a predominantly ferritic basic structure, in which bainite and retained austenite are embedded, which can convert to martensite during the transformation (TRIP effect). Because of its strong work hardening, the steel achieves high values of
  • the high strength steels with single phase structure include e.g. bainitic and martensitic steels.
  • Bainitic steels are according to EN 10346 steels, which are characterized by a very high yield strength and tensile strength at a sufficiently high elongation for cold forming processes.
  • the microstructure typically consists of bainite. Occasionally small fractions of other phases, such as martensite and ferrite, may be present in the microstructure.
  • Martensitic steels are, according to EN 10346, steels which contain small amounts of ferrite and / or bainite in a matrix of martensite due to thermomechanical rolling. This 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. The suitability for thermoforming is limited.
  • the martensitic steels are mainly suitable for bending forming processes, such as roll forming.
  • High-strength and ultrahigh-strength multiphase steels are used, among others, in structural, chassis and crash-relevant components, as sheet metal blanks, tailored blanks (welded blanks) and as flexibly cold-rolled strips, so-called TRB ® s or tailored strips.
  • bainitic ferrite the steel its low yield strength and its hard constituents, such as martensite or carbon-rich bainite, maintains its strength.
  • the pickled hot strip is typically between 1.50 mm to 4.00 mm thick or cold strip at typical thicknesses of 0.50 to 3.00 mm
  • Continuous annealing furnace heated to a temperature such that sets the required microstructure during recrystallization and cooling.
  • Constant temperature is difficult to achieve, especially with different thicknesses in the transition region from one band to the other band. This can be done
  • Expanded process windows are necessary so that the required strip properties are possible with the same process parameters even with larger cross-sectional changes of the strips to be annealed.
  • Annealing treatment when load-optimized components are to be produced from hot strip or cold strip which have varying strip thicknesses over the strip length and bandwidth (for example by means of flexible rolling).
  • TRB ® The production of TRB ® s multi-phase structure with currently known alloys and continuous annealing lines available for strongly varying strip thicknesses but not without additional expenses, such as an additional heat treatment prior to cold rolling
  • a method for producing a steel strip of different thickness over the strip length is described e.g. described in DE 100 37 867 A1.
  • the annealing treatment is usually carried out in a continuous annealing furnace upstream of the hot dip bath. Even with hot strip, the required microstructure is occasionally adjusted depending on the alloy concept only in the annealing in a continuous annealing furnace to the required mechanical
  • Cross-sectional jumps e.g. in width or thickness changes, without adjusting the
  • Cross-sectional areas can be displayed, so that for different strength classes and / or cross-sectional areas altered alloy concepts are necessary.
  • CET C + (Mn + Mo) / 10 + (Cr + Cu) / 20 + Ni / 40
  • PCM C + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5 B the characteristic standard elements such as carbon and manganese, as well as chromium and
  • Molybdenum and vanadium considered (contents in wt .-%).
  • Carbon equivalents due to lower contents of carbon and of manganese should be compensated by increasing the silicon content.
  • the edge crack resistance and the weldability are improved.
  • a low yield ratio (Re / Rm) in a strength range above 750 MPa in the initial state is typical for a dual-phase steel and serves primarily for formability in drawing and deep drawing operations. It gives the designer information about the distance between the onset of plastic deformation and the failure of the material in quasi-static
  • a higher yield ratio (Re / Rm), as is typical for complex phase steels, is also characterized by a high resistance to edge cracks. This can be attributed to the smaller differences in the strengths and hardnesses of the individual structural constituents and the finer structure lead back, which has a favorable effect on a homogeneous deformation in the region of the cutting edge.
  • the analytical landscape to achieve multiphase steels with minimum tensile strengths of 750 MPa in the initial state is very diverse and shows very large alloy areas in the strength-enhancing elements carbon, silicon, manganese, phosphorus, nitrogen, aluminum and chromium and / or molybdenum as well as in the addition of microalloys such as titanium, niobium, vanadium and boron.
  • the range of dimensions in this strength range is broad and ranges from about 0.50 to about 4.00 mm in thickness for tapes intended for continuous annealing.
  • Starting material can be hot strip, cold rolled hot strip and cold strip used. There are mainly bands up to 1600 mm width application, but also
  • Sheets or sheets are made by cutting the strips.
  • the air-hardenable steel grades known for example from the documents EP 1 807 544 B1, WO 2011/000351 and EP 2 227 574 B1 with minimum tensile strengths in the initial state of 800 (LH®800) or 900 MPa (LH®900) in hot-rolled or cold-rolled Design, characterized by their very good formability in the soft state (thermoforming properties) and by their high strength after heat treatment (tempering).
  • the structure of the steel is converted by heating in the austenitic region, preferably at temperatures above 950 ° C under a protective gas atmosphere. During the subsequent cooling in air or inert gas, the formation of a
  • martensitic microstructure for a high-strength component for a high-strength component.
  • the subsequent tempering makes it possible to reduce residual stresses in the hardened component. At the same time, the hardness of the component is reduced so that the required toughness values are achieved.
  • the invention is therefore based on the object, a new cost-effective alloy concept for a high-strength air-hardenable multiphase steel with excellent
  • Kaltabwalzgraden can be produced with the most homogeneous mechanical and technological properties.
  • this object is achieved by a steel having the following chemical composition in% by weight: c> 0.075 to ⁇ 0.115
  • Hot dip galvanizing e.g., hot dip galvanizing
  • steel strip of the steel of the invention having high silicon contents up to 0.750% may be dispensed with addition of vanadium and the molybdenum content may be minimized to ensure temperability.
  • the microstructure consists of the main phases of ferrite and martensite and of the secondary phase bainite which determines the improved mechanical properties of the steel.
  • the steel according to the invention is distinguished by low carbon equivalents and, in the case of the carbon equivalent CEV (NW), is dependent on the thickness of the sheet metal on the addition of max. 0.60% to allow excellent weldability and the other specific properties described below.
  • CEV (IIW) value of max. 0.50% for sheet thicknesses up to 1, 00 mm, a CEV (IIW) value of max. 0.50%, for sheet thicknesses up to 2.00 mm a value of max. 0.55% and above 2.00 mm a value of max. 0.60% exposed.
  • the steel according to the invention can be produced in a wide range of hot rolling parameters, for example with coiling temperatures above the bainite start temperature (variant A).
  • a microstructure can be set, which then allows the steel according to the invention to be cold-rolled without prior soft annealing, with cold rolling grades of between 10 and 60% per cold rolling pass being used.
  • the steel according to the invention is very well suited as a starting material for a
  • Hot dip finishing and has a significantly increased process window compared to the known steels due to the sum-related amount of Mn, Si, Cr and Mo added according to the invention as a function of the strip thickness to be produced.
  • Mn, Si, Cr and Mo added according to the invention as a function of the strip thickness to be produced.
  • Bandwidth For example, it is possible to process in selected thickness ranges (eg, less than 1.00 mm strip thickness, 1.00 mm to 2.00 mm strip thickness, and greater than 2.00 mm strip thickness).
  • the steel strip according to the invention can be produced as cold and hot strip as well as cold rolled hot rolled strip by means of a hot dip galvanizing line or a pure continuous annealing system in the dressed and undressed, in the stretch bending direction and not
  • steel strips can be produced by an intercritical annealing between Ad and Ac3 or in austenitizing annealing over A C 3 with final controlled cooling resulting in a dual or
  • Multi-phase structure leads.
  • 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 about 15 to 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 160 to 250 ° C.
  • a cooling rate of about 15 to 100 ° C / s to an intermediate temperature of about 160 to 250 ° C.
  • the cooling to room temperature is finally carried out at a cooling rate of about 2 to 30 ° C / s (see also method 1, Figure 6a).
  • 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 350 ° C and then reheating to the temperature required for hot dipping refinement of about 400 to 470 ° C.
  • the strip is cooled after refining to about 200 to 250 ° C.
  • the cooling to room temperature takes place again at a cooling rate of about 2 to 30 ° C / s (see method 3, Figure 6c).
  • the ferrite Percent by weight, the ferrite is shifted to longer times and lower temperatures during cooling. Depending on the process parameters, the proportions of ferrite are more or less reduced by increased amounts of bainite.
  • 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.
  • Bealeitiata are elements that are already present in the iron ore, or due to production pass into the steel. Because of their predominantly negative influences, they are usually undesirable. An attempt is made to remove them to a tolerable level or to convert them into more harmless forms.
  • Hydrogen (H) can be the only element that can diffuse through the iron lattice without creating lattice strains. As a result, the hydrogen in the iron grid is relatively mobile and can be absorbed relatively easily during the processing of the steel. 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. By recombination to molecular hydrogen, cold cracks can arise. This behavior occurs in the
  • the oxygen content in the steel should be as low as possible.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is found in iron lattice as
  • the steel according to the invention differs from known analysis concepts which use phosphorus as a mixed-crystal former, inter alia in that phosphorus is not added but is adjusted as low as possible.
  • the phosphorus content in the steel according to the invention is limited to unavoidable amounts in steelmaking.
  • S Sulfur
  • S Sulfur
  • the existing sulfur is converted by adding manganese into the relatively harmless compound manganese sulfide (MnS).
  • 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 transformation, 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 in the steel according to the invention is limited to ⁇ 0.0030% by weight, or optimally to ⁇ 0.0020% by weight, or to quantities which are unavoidable in steelmaking.
  • An alloying element in different steels can influence different properties. The effect generally depends strongly on the amount and the solution state in the material.
  • Carbon (C) is considered the most important alloying element in steel. Through his targeted
  • the steel according to the invention contains carbon contents of less than or equal to 0.115 wt .-%.
  • Carbon also forms carbides.
  • a structural phase that occurs in almost every steel is the cementite (Fe 3 C). But it can also be much harder special carbides with others Metals such as chromium, titanium, niobium, vanadium. Not only the species but also the distribution and size of the precipitates is of crucial importance for the resulting increase in strength.
  • the minimum C content is set at 0.075 wt% and the maximum C Content to 0, 115 wt .-% fixed, advantageous are contents with a cross-section-dependent differentiation, such as:
  • Silicon (S) binds oxygen during casting and is therefore used for reassurance during the deoxidation of the steel.
  • the Seigerungskostory is significantly lower than z.
  • Seigerept generally lead to a line arrangement of the structural components, which the forming properties, eg. As the hole widening and bending ability, deteriorate.
  • silicon causes strong solid solution hardening. Approximately, an addition of 0.1% silicon causes an increase in the tensile strength of about 10 M Pa, with an addition of up to 2.2% silicon, the elongation only slightly
  • Micro-alloying elements is available. By alloying with silicon, this problem does not exist because silicon forms neither carbides nor nitrides. Thus, silicon has an indirect positive effect on precipitation formation by microalloys, which in turn has a positive effect on the strength of the material. Since the increase in the transformation temperatures by silicon tends to favor grain coarsening, a microalloying with niobium, titanium and boron is particularly useful, as well as the targeted adjustment of the nitrogen content in the
  • hot-dip galvanizing are due to the very poor wettability of the steel surface with the liquid zinc.
  • the atmospheric conditions during the annealing treatment in a continuous hot-dip coating equipment cause a reduction of iron oxide, e.g. during cold rolling or as a result of storage at
  • Room temperature can form on the surface.
  • oxygen-affinity alloy constituents such as e.g. Silicon, manganese, chromium, boron
  • the gas atmosphere is oxidizing with the result that segregation and selective oxidation of these elements can occur.
  • the selective oxidation can take place both externally, that is on the substrate surface, and internally within the metallic matrix.
  • the strip surface is free of scale residues, pickling or rolling oil or other dirt particles by a chemical-mechanical or thermal-hydro-mechanical pre-cleaning.
  • a chemical-mechanical or thermal-hydro-mechanical pre-cleaning In order to prevent silicon oxides from reaching the strip surface, further methods are to be taken which promote the internal oxidation of the alloying elements below the surface of the material. Depending on the system configuration, different measures are used here.
  • RTF Radiant tube furnace
  • Si, Mn, Cr, B denote the corresponding alloying proportions in the steel in wt .-% and p0 2 the oxygen partial pressure in mbar.
  • selective oxidation can be used also influence the alloying elements via the gas atmospheres of the furnace areas.
  • the combustion reaction in the NOF can be used to adjust the oxygen partial pressure and thus the oxidation potential for iron and the alloying elements. This is to be adjusted so that the oxidation of the alloying elements takes place internally below the steel surface and, if necessary, a thin iron oxide layer forms on the steel surface after passage of the NOF range. This is achieved, for example, by reducing the CO value below 4% by volume.
  • the optionally formed iron oxide layer is reduced under N 2 -H 2 protective gas atmosphere and likewise the alloying elements are further internally oxidized.
  • the set oxygen partial pressure in this furnace area must satisfy the following equation, with the furnace temperature between 700 and 950 ° C.
  • Si, Mn, Cr, B denote the corresponding alloying proportions in the steel in wt .-% and p0 2 the oxygen partial pressure in mbar.
  • the dew point of the gas atmosphere N 2 -H 2 protective gas atmosphere
  • the oxygen partial pressure must be adjusted so that oxidation of the strip is avoided before immersion in the molten bath. Dew points in the range from -30 to -40 ° C have proven to be advantageous
  • Hot-dip coating equipment prevents the surface formation of oxides and achieves a uniform, good wettability of the strip surface with the liquid melt.
  • the process route is selected by continuous annealing with subsequent electrolytic galvanizing (see process 1 in Figure 6a), no special precautions are necessary to ensure galvanizability. It is known that the galvanizing of higher-alloyed steels is much easier to realize by electrolytic deposition than by continuous hot-dip processes. In electrolytic galvanizing, pure zinc is deposited directly on the strip surface. In order not to obstruct the electron flow between the steel strip and the zinc ions, and thus the galvanizing, it must be ensured that no surface-covering oxide layer on the
  • Ribbon surface is present. This condition is usually ensured by a standard reducing atmosphere during annealing and pre-cleaning prior to electrolysis. In order to ensure the widest possible process window in the annealing and a sufficient Verzink sadness, the minimum silicon content to 0.600 wt .-% and the maximum silicon content to 0.750 wt .-% are set.
  • Manganese (Mn) is added to almost all steels for desulfurization to reduce the harmful
  • manganese increases the strength of the ferrite by solid-solution hardening and shifts the a / y conversion to lower temperatures.
  • Dual phase steels is the significant improvement in hardenability. Due to the
  • Diffusion hindrance shifts the pearlite and bainite transformation to longer times and reduces the martensite start temperature.
  • manganese tends to form oxides on the steel surface during the process
  • Annealing treatment Depending on the annealing parameters and the contents of others
  • Alloying elements may occur manganese oxides (eg MnO) and / or Mn mixed oxides (eg Mn2Si0 4 ).
  • manganese oxides eg MnO
  • Mn mixed oxides eg Mn2Si0 4
  • Si / Mn or Al / Mn ratio manganese oxides
  • Mn2Si0 4 manganese oxides
  • Si / Mn or Al / Mn ratio manganese is less critical because globular oxides rather than oxide films are formed.
  • high levels of manganese can negatively affect the appearance of the zinc layer and zinc adhesion.
  • the manganese content is specified for the reasons mentioned to 1, 000 to 1, 900 wt .-%.
  • the manganese content is preferably in a range between> 1.000 and ⁇ 1.500 wt.%, With strip thicknesses of 1.00 to 2.00 mm between> 1. 300 and ⁇ 1, 700 Wt .-% and at belt thicknesses over 2.00 mm between> 1, 600 wt .-% and ⁇ 1, 900 wt .-%.
  • Another peculiarity of the invention is that the variation of the manganese content can be compensated by simultaneously changing the silicon content.
  • the coefficients of manganese and silicon are approximately the same for both the yield strength and the tensile strength, which gives the possibility of substitution of manganese by silicon.
  • chromium even in small amounts in dissolved form, can considerably increase the hardenability of steel.
  • 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 increases the tempering resistance significantly, so that there is almost no loss of strength in the hot dip. Chromium is also a carbide former. If chromium-iron mixed carbides are present, the
  • Austenitizing be chosen before curing high enough to dissolve the chromium carbides. Otherwise, it can be due to the increased germ count to a worsening of the
  • Chromium also tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment, which may degrade the hot dipping quality.
  • Measures for adjusting the oven areas in continuous hot dip coating reduces the formation of Cr oxides or Cr mixed oxides on the steel surface after annealing.
  • the chromium content is therefore set at levels of 0.200 to 0.600 wt .-%.
  • the chromium content is preferably in a range between> 0.250 and ⁇ 0.350 wt .-%, with strip thicknesses of 1.00 to 2.00 mm between> 0.350 and ⁇ 0.450 wt .-% and for strip thicknesses above 2.00 mm, between> 0.450% by weight and ⁇ 0.550% by weight.
  • Molybdenum (Mo ⁇ ) The addition of molybdenum, similar to that of chromium and manganese, enhances hardenability, shifting pearlite and bainite transformation to longer times and lowering the martensite start temperature, while molybdenum is a powerful carmaker of finely divided mixed carbides, among others. In addition, molybdenum increases the tempering resistance significantly, so that in the hot dip no
  • Molybdenum also works by solid solution hardening, but is less effective than manganese and silicon.
  • the content of molybdenum is therefore adjusted to ⁇ 0.200 wt .-%.
  • Copper As a compromise between the required mechanical properties and hot-dip capability, a sum content of Mo + Cr of ⁇ 0.800 or optimally ⁇ 0.700% by weight has proven to be advantageous for the inventive alloy concept Copper (Cu):
  • the addition of copper can increase the tensile strength and hardenability.
  • copper 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 fixed at ⁇ 0.050% by weight and thus limited to quantities that are unavoidable in steel production.
  • Vanadium (V) Since addition of vanadium is not necessary in the present alloy concept, the content of vanadium is limited to unavoidable steel-accompanying amounts.
  • Aluminum (A ⁇ ) is usually added to the steel to bind the dissolved oxygen in the iron and nitrogen. Oxygen and nitrogen are thus converted into aluminum oxides and aluminum nitrides. These precipitations can cause a grain refining by increasing the germination sites and thus increase the toughness properties and strength values.
  • Titanium nitrides have a lower formation enthalpy and are formed at higher temperatures.
  • 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, leading to a delayed transformation of austenite. For this reason, aluminum is also used as an alloying element in retained austenitic steels (TRI P steels) to substitute a portion of the silicon.
  • TRI P steels retained austenitic steels
  • Niobium has different effects in steel. During hot rolling in the finishing train, it retards recrystallization by forming finely divided precipitates, increasing the nucleation density and producing a finer grain after conversion. The proportion of dissolved niobium also inhibits recrystallization. The excretions increase the strength of the final product. These can be carbides or carbonitrides. Often these are mixed carbides in which titanium is also incorporated.
  • This effect begins at 0.005 wt .-% and is most evident from 0.010 wt .-% to 0.050 wt .-% of niobium.
  • the precipitates also prevent grain growth during (partial) austenitization in the hot dip galvanizing.
  • Niobium no additional effect is to be expected. With regard to the niobium conversion to be achieved, advantageous contents of from 0.005% by weight to 0.040% by weight have been found. Optimal contents of 0.015 to 0.035 wt .-%.
  • Titanium Due to its high affinity to nitrogen, titanium is primarily precipitated as TiN during solidification and also occurs together with niobium as mixed carbide .TiN is of great importance for the grain size stability in the pusher furnace that they, in contrast to the mixed carbides, at 1200 ° C.
  • Titanium mostly present as particles that impede grain growth. Titanium also retards recrystallization during hot rolling, but is less effective than niobium. Titanium works by precipitation hardening. The larger TiN particles are less effective than the finely divided mixed carbides. The best effectiveness is achieved in the range of 0.005 to 0.030 wt .-% and advantageously in the range of 0.005 to 0.025 wt .-% titanium.
  • BY Boron
  • BY Boron
  • the nitrogen must first be set, preferably by the stoichiometrically necessary amount of titanium
  • the dissolved boron preferably attaches itself to the austenite grain boundaries, where it partially forms Fe-B carbides which are coherent Both effects have a retarding effect on ferrite and perlite formation and thus increase the hardenability of the steel, but too high levels of boron are detrimental since iron boride can form which negatively impacts hardenability, formability and toughness Boron also tends to glow during the continuum to form oxides or mixed oxides, which worsen the quality of galvanizing.
  • the boron content for the inventive alloy concept is set to values of 5 to 30 ppm, optimally from 5 ppm to 20 ppm.
  • Nitrogen ( ⁇ can be both an alloying element and a companion element of steelmaking.) Excessive levels of nitrogen cause an increase in strength, combined with rapid loss of toughness and aging effects
  • Admixing of nitrogen in conjunction with the micro-alloying elements titanium and niobium a fine grain hardening over titanium nitrides and niobium (karbo) nitrides can be achieved. In addition, coarse grain formation upon re-heating before hot rolling is suppressed.
  • the N content is therefore set to values of> 0.0020 to ⁇ 0.0120 wt .-%.
  • niobium and titanium contents of ⁇ 0.065 wt .-% have been found to be advantageous and due to the principle interchangeability of niobium and titanium to a minimum
  • Niobium content of 10 ppm as well as cost reasons particularly advantageous of ⁇ 0.055 wt .-% proved.
  • Calcium (Ca) An addition of calcium in the form of calcium-silicon mixed compounds causes deoxidation and desulfurization of the molten phase during steelmaking. Thus, reaction products are transferred to the slag and the steel is cleaned. The increased purity leads to better properties according to the invention in the end product. For these reasons, a Ca content of> 0.005 to ⁇ 0.0060 wt .-% and advantageously to max. Adjusted 0.0030 wt .-%.
  • the annealing temperatures for the dual-phase structure to be achieved are between about 700 and 950 ° C. for the steel according to the invention, so that a partially austenitic (two-phase area) or a fully austenitic structure (austenite area) is achieved, depending on the temperature range.
  • the pass-annealed and occasionally hot-dip refined material can be produced both as a hot strip and as a cold rolled hot strip or cold strip in the dressed (cold rolled) or undressed state and / or in the stretch bending or non-stretch bent state and also in the heat treated state (overaging). This state is referred to below as the initial state.
  • Steel strips, present as hot strip, cold rolled hot strip or cold strip, from the alloy composition according to the invention are also distinguished by the
  • the cutting of blanks from a strip can take place independently of the rolling direction (for example transversely, longitudinally and diagonally or in a direction to the rolling direction) and the blending can be minimized.
  • the hot strip according to the invention with austenitic final rolling temperatures
  • the hot strip is produced according to the invention with final rolling temperatures in the austenitic region above ⁇ ⁇ 3 and reeling temperatures below the bainite start temperature (variant B).
  • Figure 1 process chain (schematically) for the production of a tape from the
  • FIG. 3 Chemical composition of the steels investigated
  • Figure 4a Mechanical characteristics (along the rolling direction) as target values, air-hardened and not tempered
  • FIG. 4 c Mechanical characteristic values (along the direction of rolling) of the steels investigated in FIG.
  • FIG. 6a Method 1, temperature-time curves (annealing variants schematically)
  • FIG. 6b Method 2, temperature-time curves (annealing variants schematically)
  • FIG. 6c Method 3, temperature-time curves (annealing variants schematically)
  • Figure 1 shows schematically the process chain for the production of a strip of the steel according to the invention. Shown are the different process routes relating to the invention. Until hot rolling (finish rolling temperature) is the process route for all
  • the pickled hot strip can be galvanized or cold rolled and galvanized with different degrees of rolling.
  • soft annealed hot strip or annealed cold strip can be cold rolled and galvanized.
  • Material can also be optionally processed without hot dip finishing, i. only in the context of a continuous annealing with and without subsequent electrolytic galvanizing. From the optionally coated material, a complex component can now be produced. This is followed by the hardening process, in which the invention is cooled in air. Optionally, a tempering stage can complete the thermal treatment of the component.
  • Figure 2 shows schematically the time-temperature curve of the process steps hot rolling and continuous annealing of strips of the alloy composition according to the invention.
  • FIG. 3 shows in the upper half of the table the chemical composition of the steels investigated. Alloys LHO1000 according to the invention with the reference grades LH®800 / LH®900 were compared.
  • the alloys according to the invention have, in particular, significantly increased contents of Si, of Nb and Cr and no addition of V and lower contents of Mo.
  • FIG. 4 shows the mechanical characteristic values along the rolling direction of the investigated steels, with target characteristic values to be achieved for the air-cured state (FIG. 4a), the values determined in the non-air-hardened initial state (FIG. 4b) and in the air-cured state (FIG. 4c). The given values to be reached are safely reached.
  • FIG. 5 shows results of the hole expansion tests according to ISO 16630 (absolute values).
  • the tested materials have a sheet thickness of 2.0 mm.
  • the results apply to the test according to ISO 16630.
  • the method 2 corresponds to an annealing, for example, on a hot dip galvanizing with
  • the method 3 corresponds, for example, to a process control in a continuous annealing plant, as described in FIG. 6c.
  • a reheating of the steel can optionally be achieved directly in front of the zinc bath by means of an induction furnace.
  • FIG. 6 schematically shows three variants of the temperature-time profiles according to the invention during the annealing treatment and cooling and in each case different austenitizing conditions.
  • the method 1 ( Figure 6a) shows the annealing and cooling of the cold or produced
  • the tape is heated to a temperature in the range of about 700 to 950 ° C (Ac1 to Ac3).
  • the annealed steel strip is then cooled from the annealing temperature with a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s up to an intermediate temperature (ZT) of about 200 to 250 ° C.
  • ZT intermediate temperature
  • a second intermediate temperature about 300 to 500 ° C
  • the steel strip is cooled at a cooling rate between about 2 and 30 ° C / s until it reaches room temperature (RT) in air or the cooling with a
  • Cooling rate between about 15 and 100 ° C / s is maintained to room temperature.
  • the method 2 ( Figure 6b) shows the process according to method 1, however, the cooling of the steel strip for the purpose of a hot dip finishing briefly when passing through the Hot dipping vessel interrupted, then the cooling with a
  • Cooling rate between about 15 and 100 ° C / s continue to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. Subsequently, the steel strip is cooled at a cooling rate between about 2 and 30 ° C / s until it reaches room temperature in air.
  • the method 3 (FIG. 6c) likewise shows the process according to method 1 in a
  • Hot dip refinement however, 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 400 ° C and down to the temperature (ST), which is necessary for hot dipping (approx 400 to 470 ° C), reheated. Subsequently, the steel strip is again cooled to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. At a cooling rate of approx. 2 and 30 ° C / s, the final cooling of the steel strip takes place until air reaches the room temperature.
  • Example 1 (cold-rolled strip) (alloy composition in% by weight)
  • Heat treatment (such as bell annealing) cold rolled.
  • the steel according to the invention has, after the annealing, a microstructure consisting of martensite, bainite and retained austenite.
  • This steel shows the following characteristic values after air hardening (initial values in parentheses, undamaged condition):
  • the yield ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 62% in the initial state.
  • Example 2 (cold-rolled strip) (alloy composition in% by weight)
  • Heat treatment (such as bell annealing) cold rolled.
  • the hot-dip coated steel was analogous to a
  • the steel according to the invention has, after the annealing, a microstructure consisting of martensite, bainite and retained austenite.
  • This steel shows the following parameters after air hardening (starting values in brackets, unmated condition):

Abstract

Die Erfindung betrifft einen hochfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten im nicht luftgehärteten Zustand von 750 MPa mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften bestehend aus einer im Anspruch 1 definierten Zusammensetzung, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn+Si+Cr+Mo abhängig von der erzeugten Banddicke wie folgt eingestellt ist: bis 1,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo ≥ 2,450 und ≤ 2,800 Gew.-% über 1,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo ≥ 2,600 und ≤ 3,150 Gew.-% über 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo ≥ 3,000 und ≤ 3,450 Gew.-%.

Description

Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
Beschreibung
Die Erfindung betrifft einen hochfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften gemäß Patentanspruch 1. Vorteilhafte Weiterbildungen sind
Gegenstand der Unteransprüche 2 bis 26
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warm- und/oder kaltgewalzten Bandes aus einem solchen Stahl und dessen Vergütung mittels Lufthärten und optional nachgeschaltetem Anlassen gemäß den Patentansprüchen 27 bis 34, sowie ein
Stahlband, hergestellt nach diesem Verfahren, gemäß den Ansprüchen 35 bis 41.
Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit einer Zugfestigkeit im Bereich von mindestens 750 MPa im Ausgangszustand (nicht gehärtet oder vergütet) zur Herstellung von Bauteilen, die eine verbesserte Umformbarkeit (wie zum Beispiel erhöhte Lochaufweitung und erhöhter
Biegewinkel) und verbesserte Schweißeigenschaften aufweisen.
Durch eine erfindungsgemäße Vergütungsbehandlung dieser Stähle kann ein Anstieg der Dehngrenze und Zugfestigkeit beispielsweise durch Lufthärten mit optional anschließendem Anlassen erreicht werden.
Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller stetig Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches und C02-Abgasausstoßes unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu finden. Dabei spielt einerseits die Gewichtsreduktion aller
Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung sowohl während der Nutzung als auch im Crashfall.
Durch die Bereitstellung hochfester bis höchstfester Stähle und die Verringerung der Blechdicke, kann das Gewicht der Fahrzeuge bei gleichzeitig verbessertem Umform- und Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb reduziert werden.
Hoch- bis höchstfeste Stähle müssen daher vergleichsweise hohen Anforderungen hinsichtlich ihrer Festigkeit und Duktilität, Energieaufnahme und bei ihrer Verarbeitung, wie beispielsweise beim Stanzen, Warm- und Kaltumformen, beim thermischen Vergüten (z.B. Lufthärten, Presshärten), Schweißen und/oder einer Oberflächenbehandlung, z.B. einer metallischen Veredelung, organischen Beschichtung oder Lackierung, genügen.
Neu entwickelte Stähle müssen sich daher neben der verlangten Gewichtsreduzierung durch verringerte Blechdicken den zunehmenden Materialanforderungen an Dehngrenze, Zugfestigkeit, Verfestigungsverhalten und Bruchdehnung bei guten Verarbeitungseigenschaften, wie
Umformbarkeit und Schweißbarkeit stellen.
Für eine solche Blechdickenverringerung muss daher ein hoch- bis höchstfester Stahl mit ein- oder mehrphasigem Gefüge verwendet werden, um ausreichende Festigkeit der Kraftfahrzeugbauteile sicherzustellen und um den hohen Bauteilanforderungen hinsichtlich Zähigkeit,
Kantennssunempfindlichkeit, verbessertem Biegewinkel und Biegeradius, Energieabsorption sowie Verfestigungsvermögen und dem Bake-Hardening-Effekt zu genügen.
Auch wird zunehmend eine verbesserte Fügeeignung in Form von besserer allgemeiner
Schweißbarkeit, wie einem größeren nutzbaren Schweißbe reich beim
Widerstandspunktschweißen und ein verbessertes Versagensverhalten der Schweißnaht
(Bruchbild) unter mechanischer Beanspruchung sowie eine ausreichende Resistenz gegenüber verzögerter Wasserstoffversprödung (d.h. delayed fracture free) gefordert. Gleiches gilt für die Schweißeignung höchstfester Stähle bei der Herstellung von Rohren, die zum Beispiel mittels des Hochfrequenz-induktionsschweißverfahrens (HFI) hergestellt werden.
Das Lochaufweitvermögen ist eine Materialeigenschaft, welche die Beständigkeit des Materials gegen Risseinleitung und Rissausbreitung bei Umformoperationen in kantennahen Bereichen, wie zum Beispiel beim Kragenziehen, beschreibt.
Der Lochaufweiteversuch ist beispielsweise in der ISO 16630 normativ geregelt. Danach werden vorgefertigte zum Beispiel in ein Blech gestanzte Löcher mittels eines Dorns aufgeweitet. Die Messgröße ist die auf den Ausgangsdurchmesser bezogene Änderung des Lochdurchmessers bei der am Rand des Lochs der erste Riss durch das Blech auftritt.
Eine verbesserte Kantennssunempfindlichkeit bedeutet ein erhöhtes Umformvermögen der Blechkanten und kann durch ein erhöhtes Lochaufweitvermögen beschrieben werden. Dieser Sachverhalt ist unter den Synonymen„Low Edge Crack" (LEC) bzw. unter„High Hole Expansion" (HHE) sowie xpand® bekannt. Der Biegewinkel beschreibt eine Materialeigenschaft, die Rückschlüsse auf das Materialverhalten bei Umformoperationen mit dominanten Biegeanteilen (z.B. beim Falzen) oder auch bei
Crashbelastungen gibt. Vergrößerte Biegewinkel erhöhen somit die Fahrgastzellensicherheit. Die Bestimmung des Biegewinkels (a) wird z.B. über den Plättchen-Biegeversuch in der VDA 238-100 normativ geregelt.
Die oben genannten Eigenschaften sind wichtig für Bauteile, die vor dem Vergüten z.B. durch Lufthärten mit optionalem Anlassen zu sehr komplexen Bauteilen umgeformt werden.
Verbesserte Schweißbarkeit wird bekanntermaßen u.a. durch ein abgesenktes
Kohlenstoffäquivalent erreicht. Dafür stehen Synonyme wie„unterßeritektisch" (UP) bzw. das bereits bekannte„Low Carbon Equivalent" (LCE). Dabei ist der Kohlenstoffgehalt üblicherweise kleiner 0, 120 Gew.-%. Weiterhin kann das Versagensverhalten bzw. das Bruchbild der
Schweißnaht über eine Zulegierung mit Mikrolegierungselementen verbessert werden.
Bauteile hoher Festigkeit müssen gegenüber Wasserstoff eine ausreichende Resistenz gegenüber einer Materialversprödung aufweisen. Die Prüfung der Beständigkeit von Advanced High Strength Steels (AHSS) für den Automobilbau gegenüber fertigungsbedingten wasserstoffinduzierten Sprödbrüchen ist in der SEP1970 geregelt und über die Bügelprobe und die Lochzugprobe getestet. Im Fahrzeugbau finden zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen Grundgefüge bestehen, in das eine martensitische Zweitphase eingelagert ist. Es hat sich herausgestellt, dass sich bei kohlenstoffarmen, mikrolegierten Stählen Anteile weiterer Phasen wie Bainit und Restaustenit vorteilhaft z.B. auf das Lochaufweitverhalten, das
Biegeverhalten und das wasserstoffinduzierte Sprödbruchverhalten auswirken. Der Bainit kann hierbei in unterschiedlichen Erscheinungsformen, wie z.B. oberer und unterer Bainit, vorliegen.
Die spezifischen Materialeigenschaften der Dualphasenstähle, wie z.B. niedriges
Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, starker Kaltverfestigung und guter Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt, reichen aber bei immer komplexeren
Bauteilgeometrien oft nicht mehr aus.
Allgemein findet die Gruppe der Mehrphasenstähle immer mehr Anwendung. Zu den
Mehrphasenstählen zählen z.B. Komplexphasenstähle, ferritisch-bainitische Stähle, TRIP-Stähle, sowie die vorher beschriebenen Dualphasenstähle, die durch unterschiedliche
Gefügezusammensetzungen charakterisiert sind. Komplexphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle, die geringe Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen eine starke Kornfeinung bewirkt wird.
Diese Komplexphasenstähle besitzen im Vergleich zu Dualphasenstählen höhere Streckgrenzen, ein größeres Streckgrenzenverhältnis, eine geringere Kaltverfestigung und ein höheres
Lochaufweitvermögen.
Ferritisch-bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die Bainit oder verfestigten Bainit in einer Matrix aus Ferrit und/oder verfestigtem Ferrit enthalten. Die Festigkeit der Matrix wird durch eine hohe Versetzungsdichte, durch Kornfeinung und die Ausscheidung von
Mikrolegierungselementen bewirkt.
Dualphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem ferritischen Grundgefüge, in dem eine martensitische Zweitphase inselförmig eingelagert ist, fallweise auch mit Anteilen von Bainit als Zweitphase. Bei hoher Zugfestigkeit zeigen Dualphasenstähle ein niedriges
Streckgrenzenverhältnis und eine starke Kaltverfestigung.
TRIP-Stähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem überwiegend ferritischen Grundgefüge, in dem Bainit und Restaustenit eingelagert ist, der während der Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der Stahl hohe Werte der
Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. In Verbindung mit dem Bake-Hardening-Effekt sind hohe Bauteilfestigkeiten erreichbar. Diese Stähle eignen sich sowohl zum Streckziehen als auch zum Tiefziehen. Bei der Materialumformung sind jedoch höhere Blechhalterkräfte und Pressenkräfte erforderlich. Eine vergleichsweise starke Rückfederung ist zu berücksichtigen.
Zu den hochfesten Stählen mit einphasigem Gefüge zählen z.B. bainitische und martensitische Stähle.
Bainitische Stähle sind nach EN 10346 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. Es können im Gefüge vereinzelt geringe Anteile anderer Phasen, wie z.B. Martensit und Ferrit, enthalten sein. Martensitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die durch thermomechanisches Walzen kleine Anteile von Ferrit und/oder Bainit in einem Grundgefüge aus Martensit enthalten. Diese 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. Die Eignung zum Tiefziehen ist beschränkt. Die martensitischen Stähle eignen sich vorwiegend für biegende Umformverfahren, wie Rollformen.
Vergütungsstähle sind nach EN 10083 Stähle, die durch Vergüten (=Härten und Anlassen) eine hohe Zug- und Dauerfestigkeit erhalten. Führt die Abkühlung beim Härten an Luft zu Bainit oder Martensit, wird das Verfahren„Lufthärten" genannt. Über ein nach dem Härten erfolgendes Anlassen kann gezielt Einfluss auf das Festigkeits-/Zähigkeitsverhältnis genommen werden.
Anwendungsbereiche und Fertigungsverfahren
Zum Einsatz kommen hoch- und höchstfeste Mehrphasenstähle u.a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen, als Blechplatinen, Tailored Blanks (geschweißte Platinen) sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder, sogenannte TRB®s bzw. Tailored Strips.
Die Tailor Rolled Blank Leichtbau-Technologie (TRB®) ermöglicht eine signifikante
Gewichtsreduktion durch eine belastungsangepasste Blechdicke über die Bauteillänge und/oder Stahlsorte.
In der kontinuierlichen Glühanlage findet eine spezielle Wärmebehandlung zur definierten
Gefügeeinstellung 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. kohlenstoffreichen Bainit, seine Festigkeit erhält.
Üblicherweise werden kaltgewalzte hoch- bis höchstfeste 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 (Kühlgradienten), entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt. Zur Einstellung eines Dualphasengefüges wird das gebeizte Warmband in typischen Dicken zwischen 1 ,50 bis 4,00 mm oder Kaltband in typischen Dicken von 0,50 bis 3,00 mm im
Durchlaufglühofen auf eine solche Temperatur aufgeheizt, dass sich während der Rekristallisation und der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung einstellt.
Eine Konstanz der Temperatur ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen Band 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, wodurch 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 werden. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss und hohe
Fehlleistungskosten.
Aufgeweitete Prozessfenster sind notwendig, damit bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich sind.
Besonders gravierend wird das Problem eines sehr engen Prozessfensters bei der
Glühbehandlung, wenn belastungsoptimierte Bauteile aus Warmband oder Kaltband hergestellt werden sollen, die über die Bandlänge und Bandbreite (z.B. durch flexibles Walzen) variierende Banddicken aufweisen.
Die Herstellung von TRB®s mit Mehrphasengefüge ist mit heute bekannten Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühanlagen für stark variierende Banddicken allerdings nicht ohne Mehraufwand, wie z.B. einer zusätzlichen Wärmebehandlung vor dem Kaltwalzen
(Warmbandweichglühen), möglich. In Bereichen unterschiedlicher Banddicke, d.h. bei Vorliegen unterschiedlicher Kaltabwalzgrade kann aufgrund eines bei den gängigen legierungsspezifisch engen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefälles kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.
Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird z.B. in der DE 100 37 867 A1 beschrieben.
Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Warm- oder Kaltbandes schmelztauchveredelt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einem dem Schmelztauchbad vorgeschalteten Durchlaufglühofen. Auch bei Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufglühofen eingestellt, um die geforderten mechanischen
Eigenschaften zu realisieren.
Entscheidende Prozessparameter sind somit die Einstellung der Glühtemperatur und der
Geschwindigkeit, wie auch der Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradient) 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 das Prozessfenster.
Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern unterschiedlicher Dicke mit den zum Beispiel aus den Offenlegungsschriften EP 2 128 295 A1 , oder EP 1 154 028 A1 bekannten Legierungskonzepten für einen Dualphasenstahl besteht das Problem, dass mit diesen
Legierungszusammensetzungen zwar die geforderten mechanischen Eigenschaften erfüllt werden, jedoch nur ein enges Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden ist, um bei
Querschnittssprüngen, z.B. bei Breiten- oder Dickenänderungen, ohne Anpassung der
Prozessparameter gleichmäßige mechanische Eigenschaften über die Bandlänge einstellen zu können.
Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich, über die gesamte Bandlänge und Bandbreite gleichmäßige mechanische Eigenschaften zu erreichen.
Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus bekannten Stahllegierungen 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 mechanisch-technologische 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
Gefügebestandteile zu erreichen, hat oberste Priorität und ist nur durch ein vergrößertes
Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte 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.
Bei der Stahlherstellung zeigt sich ein Trend zur Reduzierung des Kohlenstoffäquivalents, um eine verbesserte Kaltverarbeitung (Kaltwalzen, Kaltumformen) sowie bessere Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
Aber auch die Schweißeignung charakterisiert unter anderem durch das Kohlenstoffäquivalent ist eine wichtige Beurteilungsgröße.
Beispielsweise werden in den nachfolgenden Kohlenstoffäquivalenten
• CEV(IIW) = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
• CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40
• PCM = C + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5 B die charakteristischen Standardelemente, wie Kohlenstoff und Mangan, sowie Chrom bzw.
Molybdän und Vanadium berücksichtigt (Gehalte in Gew.-%).
Silizium spielt bei der Berechnung des Kohlenstoffäquivalents nur eine untergeordnete Rolle. Dies ist in Bezug auf die Erfindung von entscheidender Bedeutung. Die Absenkung des
Kohlenstoffäquivalents durch geringere Gehalte an Kohlenstoff sowie von Mangan soll durch die Anhebung des Silizium-Gehalts kompensiert werden. Somit werden bei gleichen Festigkeiten die Kantenrissunempfindlichkeit sowie die Schweißeignung verbessert.
Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) in einem Festigkeitsbereich über 750 MPa im Ausgangszustand ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen. Es 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 einen hohen Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten und Härten der einzelnen Gefügebestandteile und das feinere Gefüge zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt.
Bezüglich der Streckgrenze gibt es in den Normen einen Überlappungsbereich, wie auch beim Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm), in dem eine Zuordnung sowohl zu Komplex- als auch zu Dualphasenstählen möglich ist und zu verbesserten Materialeigenschaften führt.
Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit Mindestzugfestigkeiten von 750 MPa im Ausgangszustand ist sehr vielfältig und zeigt sehr große Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Phosphor, Stickstoff, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän wie auch in der Zugabe von Mikrolegierungen, wie Titan, Niob, Vanadium und Bor.
Das Abmessungsspektrum in diesem Festigkeitsbereich ist breit und liegt im Dickenbereich von etwa 0,50 bis etwa 4,00 mm für Bänder, die zur Durchlaufglühung vorgesehen sind. Als
Vormaterial kann Warmband, kaltnachgewalztes Warmband und Kaltband zum Einsatz kommen. Es finden überwiegend Bänder bis etwa 1600 mm Breite Anwendung, aber auch
Spaltbandabmessungen, die durch Längsteilen der Bänder entstehen. Bleche bzw. Tafeln werden durch Querteilen der Bänder gefertigt.
Die zum Beispiel aus den Schriften EP 1 807 544 B1 , WO 2011/000351 und EP 2 227 574 B1 bekannten lufthärtbaren Stahlsorten mit Mindestzugfestigkeiten im Ausgangszustand von 800 (LH®800) bzw. 900 MPa (LH®900) in warm- oder kaltgewalzter Ausführung, zeichnen sich besonders durch ihre sehr gute Umformbarkeit im weichen Zustand (Tiefzieheigenschaften) und durch ihre hohe Festigkeit nach der Wärmebehandlung (Vergüten) aus.
Beim Härten wird das Gefüge des Stahles durch Aufheizen in den austenitischen Bereich überführt, vorzugsweise auf Temperaturen über 950°C unter Schutzgasatmosphäre. Beim anschließenden Abkühlen an der Luft bzw. an Schutzgas erfolgt die Ausbildung einer
martensitischen Gefügestruktur für ein hochfestes Bauteil.
Das anschließende Anlassen ermöglicht den Abbau von Eigenspannungen im gehärteten Bauteil. Gleichzeitig wird die Härte des Bauteiles so verringert, dass die geforderten Zähigkeitswerte erreicht werden. Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues kostengünstiges Legierungskonzept für einen höchstfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit hervorragenden
Verarbeitungseigenschaften und mit einer Mindestzugfestigkeit von 750 MPa im Ausgangszustand, längs und quer zur Walzrichtung, vorzugsweise mit einem Dualphasengefüge, zu schaffen, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern so erweitert ist, 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 die Schmelztauchveredelung des Stahls gewährleistet sein und ein Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl angegeben werden.
Auch sollen ein ausreichendes Umformvermögen, die HFI-Schweißbarkeit, eine hervorragende allgemeine Schweißbarkeit sowie Schmelztauch- und Anlassbeständigkeit sichergestellt sein.
Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe durch einen Stahl mit folgender chemischen Zusammensetzung in Gew.-% gelöst: c > 0,075 bis < 0, 115
Si > 0,600 bis < 0,750
Mn > 1 ,000 bis < 1 ,900
Cr > 0,200 bis < 0,600
AI > 0,010 bis < 0,060
N > 0,0020 bis < 0,0120
S < 0,0030
Mo < 0,200
Nb > 0,005 bis < 0,040
Ti > 0,005 bis < 0,030
B > 0,0005 bis < 0,0030
Ca > 0,0005 bis < 0,0060
Cu < 0,050
Ni < 0,050
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender, erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Durchlaufglühung von Warmoder Kaltbändern aus diesem Stahl, der Summengehalt von Mn+Si+Cr+Mo abhängig von der erzeugten Banddicke, wie folgt eingestellt ist: bis 1 ,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo > 2,450 und < 2,800% über 1 ,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo > 2,600 und < 3, 150% über 2,00: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo > 3,000 und < 3,450%
Durch die in den Verfahrensansprüchen 28 und 29 beschriebene Möglichkeit einer
Schmelztauchveredelung (z.B. Feuerverzinken) von Stahlbänder aus dem erfindungsgemäßen Stahl mit hohen Siliziumgehalten bis 0,750% kann auf eine Zugabe von Vanadium verzichtet werden und der Molybdängehalt für die Sicherstellung der Anlassbeständigkeit gering gehalten werden.
Erfindungsgemäß besteht das Gefüge aus den Hauptphasen Ferrit und Martensit und der die verbesserten mechanische Eigenschaften des Stahls bestimmenden Nebenphase Bainit.
Der erfindungsgemäße Stahl zeichnet sich durch niedrige Kohlenstoffäquivalente aus und ist beim Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) blechdickenabhängig auf die Zugabe von max. 0,60% begrenzt, damit eine hervorragende Schweißbarkeit und die nachfolgend beschriebenen weiteren spezifischen Eigenschaften erzielt werden können. Als vorteilhaft hat sich bei Blechdicken bis 1 ,00 mm ein CEV(IIW)-Wert von max. 0,50%, bei Blechdicken bis 2,00 mm ein Wert von max. 0,55% und oberhalb von 2,00 mm ein Wert von max. 0,60% herausgestellt.
Durch seine chemische Zusammensetzung lässt sich der erfindungsgemäße Stahl in einem breiten Warmwalzparameterspektrum herstellen, beispielsweise mit Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur (Variante A). Zusätzlich kann durch eine gezielte Prozesssteuerung eine Gefügestruktur eingestellt werden, die es erlaubt, den erfindungsgemäßen Stahl anschließend ohne vorheriges Weichglühen kaltzuwalzen, wobei Kaltwalzgrade zwischen 10 bis 60% pro Kaltwalzdurchgang Anwendung finden.
Der erfindungsgemäße Stahl ist als Vormaterial sehr gut geeignet für eine
Schmelztauchveredelung und weist durch die erfindungsgemäß in Abhängigkeit von der zu erzeugenden Banddicke zugegebenen summenbezogenen Menge an Mn, Si, Cr und Mo ein deutlich vergrößertes Prozessfenster im Vergleich zu den bekannten Stählen auf. Bei Versuchen hat sich überraschend herausgestellt, dass ein breites Prozessfenster mit den geforderten mechanischen Eigenschaften eingehalten werden kann, wenn der Gesamtgehalt von Mn+Si+Cr+Mo blechdickenabhängig eingestellt wird.
Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kalt- und Warmband mit Dual- bzw. Mehrphasengefüge. Daher können für durchlaufgeglühte Warm- oder Kaltbänder homogenere mechanisch-technologische Eigenschaften im Band auch bei unterschiedlichen Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern eingestellt werden.
Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen
Bandquerschnitten, wie auch für Bänder mit variierender Banddicke über Bandlänge bzw.
Bandbreite. Beispielsweise ist damit eine Prozesssierung in ausgewählten Dickenbereichen möglich (z. B. kleiner 1 ,00 mm Banddicke, 1 ,00 mm bis 2,00 mm Banddicke und größer 2,00 mm Banddicke).
Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren höherfeste Warm- oder Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Banddicken erzeugt, können daraus vorteilhaft
belastungsoptimierte Bauteile hergestellt werden.
Das erfindungsgemäße Stahlband kann als Kalt- und Warmband sowie als kaltnachgewalztes Warmband mittels einer Feuerverzinkungslinie oder einer reinen Durchlaufglühanlage erzeugt werden im dressierten und undressierten, im streckbiegegerichteten und nicht
streckbiegegerichteten und auch im wärmebehandelten (überalterten) Zustand.
Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung können Stahlbänder durch eine interkritische Glühung zwischen Ad und Ac3 bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über AC3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung erzeugt werden, die zu einem Dual- bzw.
Mehrphasengefüge führt.
Als vorteilhaft haben sich Glühtemperaturen von etwa 700 bis 950°C herausgestellt. Abhängig vom Gesamtprozess (nur Durchlaufglühen oder zusätzliche Schmelztauchveredelung) gibt es unterschiedliche Ansätze für eine Wärmebehandlung.
Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das Band ausgehend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abgekühlt. Optional kann vorab mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von ca. 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 ca. 2 bis 30°C/s (s.a. Verfahren 1 , Figur 6a).
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 ca. 200 bis 250°C fortgesetzt. Abhängig von der Schmelzbadtemperatur ergibt sich dabei eine Haltetemperatur im Schmelzbad von ca. 400 bis 470°C. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (s.a. Verfahren 2, Figur 6b).
Die zweite Variante der Temperaturführung bei der Schmelztauchveredelung beinhaltet das Halten der Temperatur für ca. 1 bis 20 s bei der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 350°C und ein anschließendes Wiedererwärmen auf die zur Schmelztauchveredelung benötigte Temperatur von ca. 400 bis 470°C. Das Band wird nach der Veredelung wieder auf ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Die Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (s.a. Verfahren 3, Figur 6c).
Bei bekannten Dualphasenstählen sind neben Kohlenstoff auch Mangan, Chrom und Silizium für die Umwandlung von Austenit zu Martensit verantwortlich. Erst die erfindungsgemäße Kombination der in den angegebenen Grenzen zulegierten Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Stickstoff, Chrom, sowie Niob, Titan und Bor sichert einerseits die geforderten mechanischen Eigenschaften wie Mindestzugfestigkeiten von 750 MPa bei gleichzeitig deutlich verbreitertem Prozessfenster bei der Durchlaufglühung.
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.
Durch die Einstellung eines niedrigen Kohlenstoffgehaltes von < 0, 115 Gew.-% kann das
Kohlenstoffäquivalent reduziert werden, wodurch die Schweißeignung 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. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung, wenn notwendig, berücksichtigt.
Bealeitelemente 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 Verarbeitung des Stahls 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 auslösender Grund genannt. Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Ein gleichmäßigeres Gefüge, das bei dem erfindungsgemäßen Stahl u.a. durch sein aufgeweitetes Prozessfenster erzielt wird, vermindert zudem die Anfälligkeit gegenüber einer
Wasserstoffversprödung.
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 im Zuge einer Desoxidation des Stahls mit Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen.
Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
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 im Allgemeinen versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da dieser unter anderem durch seine geringe Löslichkeit im erstarrenden Medium 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 Phosphor allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen
Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0, 1 Gew.-%) als Mikrolegierungselement verwendet beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free), Bake-Hardening-Stählen oder auch in einigen Legierungskonzepten für Dualphasenstähle. Der erfindungsgemäße Stahl unterscheidet sich von bekannten Analysenkonzepten, die Phosphor als Mischkristallbildner verwenden unter anderem dadurch, dass Phosphor nicht zulegiert sondern möglichst niedrig eingestellt wird.
Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Schwefel (S^ ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Schwefel ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark
versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, einen möglichst geringen Gehalt an Schwefel in der Schmelze, z.B. durch eine Vakuumbehandlung, zu erreichen. 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 verteilter Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf < 0,0030 Gew.-%, bzw. optimal auf < 0,0020 Gew.-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Leaierunaselemente 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 von bis zu 2,06 Gew.-% wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der
Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei Dualphasenstählen für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung beträgt sein Anteil gemäß EN 10346 bzw. VDA 239-100 maximal 0, 180 Gew.-%, 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 und ist damit unerlässlich für die Bildung einer ausreichenden Menge an Martensit. Zu hohe Kohlenstoffgehalte erhöhen jedoch den Härteunterschied zwischen Ferrit und Martensit und schränken die Schweißbarkeit ein.
Um die Anforderungen z.B. an hohe Lochaufweitung und Biegewinkel zu erfüllen, enthält der erfindungsgemäße Stahl Kohlenstoffgehalte von kleiner gleich 0, 115 Gew.-%.
Durch die unterschiedliche Löslichkeit des Kohlenstoffs in den Phasen 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 Austenitgebietes zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelöstem Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase.
Kohlenstoff bildet zudem Karbide. Eine nahezu in jedem Stahl vorkommende Gefügephase ist der Zementit (Fe3C). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sonderkarbide 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, eine verbesserte Lochaufweitung, einen verbesserten Biegewinkel und einen ausreichenden Widerstand gegen wasserstoffinduzierte Rissbildung (d.h. Delayed fracture free) sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,075 Gew.-% und der maximale C-Gehalt auf 0, 115 Gew.-% festgelegt, vorteilhaft sind Gehalte mit einer querschnittsabhängigen Differenzierung, wie:
Materialdicke unter 1 ,00 mm (C von < 0, 100 Gew.-%)
Materialdicken zwischen 1 ,00 bis 2,00 mm (C < 0, 105 Gew.-%)
Materialdicken über 2,00 mm (C < 0, 115 Gew.-%).
Silizium (S ) bindet beim Vergießen Sauerstoff und wird daher zur Beruhigung im Zuge der Desoxidation des Stahls verwendet. Wichtig für die späteren Stahleigenschaften ist, dass der Seigerungskoeffizient deutlich geringer ist als z. B. der von Mangan (0, 16 im Vergleich zu 0,87). Seigerungen führen allgemein zu einer zeiligen Anordnung der Gefügebestandteile, welche die Umformeigenschaften, z. B. die Lochaufweitung und Biegefähigkeit, verschlechtern.
Werkstoffcharakteristisch bewirkt die Zugabe von Silizium eine starke Mischkristallverfestigung. Überschlägig bewirkt eine Zugabe von 0, 1 % Silizium eine Erhöhung der Zugfestigkeit um ca. 10 M Pa, wobei sich bei einer Zugabe bis zu 2,2% Silizium die Dehnung nur geringfügig
verschlechtert. Dies wurde für unterschiedliche Blechdicken und Glühtemperaturen untersucht. Die Steigerung von 0,2% auf 0,5% Silizium bewirkte eine Festigkeitszunahme von ca. 10 MPa in der Streckgrenze und ca. 25 M Pa in der Zugfestigkeit. Die Bruchdehnung nimmt dabei um etwa 1 % ab. Letzteres liegt unter anderem daran, dass Silizium die Löslichkeit von Kohlenstoff im Ferrit herabsetzt und die Aktivität von Kohlenstoff im Ferrit erhöht, somit die Bildung von Karbiden verhindert, welche als spröde Phasen die Duktilität mindern, was wiederum die Umformbarkeit verbessert. Durch die geringe festigkeitssteigernde Wirkung von Silizium innerhalb der Spanne des erfindungsgemäßen Stahles wird die Grundlage für ein breites Prozessfenster geschaffen.
Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten und Temperaturen verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der Abschreckung ermöglicht. Beim Warmwalzen wird dadurch eine Grundlage für eine verbesserte Kaltwalzbarkeit geschaffen. Beim Schmelztauchveredeln wird durch die beschleunigte Ferritbildung der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und somit stabilisiert. Da Silizium die Karbidbildung behindert, wird der Austenit zusätzlich stabilisiert. Somit lässt sich bei der beschleunigten Abkühlung die Bildung von Bainit zugunsten von Martensit unterdrücken. Die Zugabe von Silizium in der erfindungsgemäßen Spanne hat zu weiteren im Folgenden beschriebenen überraschenden Effekten geführt. Die oben beschriebene Verzögerung der Karbidbildung könnte z.B. auch durch Aluminium herbeigeführt werden. Aluminium bildet jedoch stabile Nitride, so dass nicht ausreichend Stickstoff für die Bildung von Karbonitriden mit
Mikrolegierungselementen zur Verfügung steht. Durch die Legierung mit Silizium besteht dieses Problem nicht, da Silizium weder Karbide noch Nitride bildet. Somit wirkt sich Silizium indirekt positiv auf die Ausscheidungsbildung durch Mikrolegierungen aus, die sich wiederum positiv auf die Festigkeit des Werkstoffs auswirken. Da die Erhöhung der Umwandlungstemperaturen durch Silizium tendenziell Kornvergröberung begünstigt, ist eine Mikrolegierung mit Niob, Titan und Bor besonders zweckmäßig, wie auch die gezielte Einstellung des Stickstoffgehaltes im
erfindungsgemäßen Stahl.
Beim Warmwalzen soll es bekanntermaßen bei höher siliziumlegierten Stählen zur Bildung von stark haftendem roten Zunder und zu erhöhter Gefahr von Zundereinwalzungen kommen, was Einfluss auf das anschließende Beizergebnis und die Beizproduktivität haben kann. Dieser Effekt konnte beim erfindungsgemäßen Stahl mit 0,600 bis 0,750% Silizium nicht festgestellt werden, wenn die Beizung vorteilhaft mit Salzsäure statt mit Schwefelsäure durchgeführt wird.
Bezüglich der Verzinkbarkeit siliziumhaltiger Stähle wird u.a. in der DE 196 10 675 C1 ausgeführt, dass Stähle mit bis zu 0,800 Gew.-% Silizium bzw. bis zu 2,000 Gew.-% Silizium nicht
feuerverzinkbar seien aufgrund der sehr schlechten Benetzbarkeit der Stahloberfläche mit dem flüssigen Zink.
Neben der Rekristallisation des walzharten Bandes bewirken die atmosphärischen Bedingungen während der Glühbehandlung in einer kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsanlage eine Reduktion von Eisenoxid, das sich z.B. beim Kaltwalzen oder infolge der Lagerung bei
Raumtemperatur auf der Oberfläche ausbilden kann. Für sauerstoffaffine Legierungsbestandteile, wie z.B. Silizium, Mangan, Chrom, Bor ist die Gasatmosphäre jedoch oxidierend mit der Folge, dass eine Segregation und selektive Oxidation dieser Elemente auftreten kann. Die selektive Oxidation kann sowohl extern, das heißt auf der Substratoberfläche, als auch intern innerhalb der metallischen Matrix stattfinden.
Es ist bekannt, dass insbesondere Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundiert und allein oder zusammen mit Mangan Oxide an der Stahloberfläche bildet. Diese Oxide können den Kontakt zwischen Substrat und Schmelze unterbinden und die Benetzungsreaktion verhindern bzw. deutlich verschlechtern. Hierdurch können unverzinkte Stellen, so genannte„Bare Spots", oder sogar großflächige Bereiche ohne Beschichtung auftreten. Desweiteren kann durch eine verschlechterte Benetzungsreaktion mit der Folge einer unzureichenden Hemmschichtausbildung die Adhäsion der Zink- bzw. Zinklegierungsschicht auf dem Stahlsubstrat vermindert werden. Die oben genannten Mechanismen können auch bei gebeiztem Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband zu treffen.
Entgegen dieses allgemeinen Fachwissens wurde im Rahmen von Versuchen überraschend festgestellt, dass allein durch eine geeignete Ofenfahrweise beim Rekristallisationsglühen und beim Durchlaufen des Schmelztauchbades eine gute Schmelztauchveredelung des Stahlbandes und eine gute Haftung des Überzuges erreicht werden kann.
Hierzu ist zunächst sicherzustellen, dass die Bandoberfläche durch eine chemisch-mechanische bzw. thermisch-hydromechanische Vorreinigung frei von Zunderresten, Beiz- bzw. Walzöl oder anderen Schmutzpartikeln ist. Um zu verhindern, dass Siliziumoxide an die Bandoberfläche gelangen, sind ferner Methoden zu ergreifen, die die innere Oxidation der Legierungselemente unterhalb der Werkstoffoberfläche fördern. Abhängig von der Anlagenkonfiguration kommen hier unterschiedliche Maßnahmen zur Anwendung.
Bei einer Anlagenkonfiguration, bei der der Glühprozessschritt ausschließlich in einem
Strahlrohrofen (radiant tube furnace: RTF) durchgeführt wird (siehe Verfahren 3 in Figur 6c), kann die innere Oxidation der Legierungselemente durch Einstellung des Sauerstoffpartialdrucks der Ofenatmosphäre (N2-H2-Schutzgasatmosphäre) gezielt beeinflusst werden. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt.
-12 > Log pO2 ^ -5*ST0i25-3*Mn"i>!S-0J1*Cr"0'5-7*i-in B )i>
Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
Bei einer Anlagenkonfiguration, in der der Ofenbereich aus einer Kombination von einem direkt befeuerten Ofen (direct fired furnace: DFF bzw. non-oxidizing furnace: NOF) und einem nachfolgenden Strahlrohrofen besteht (siehe Verfahren 2 in Figur 6b), lässt sich die selektive Oxidation der Legierungselemente ebenfalls über die Gasatmosphären der Ofenbereiche beeinflussen. Über die Verbrennungsreaktion im NOF lassen sich der Sauerstoffpartialdruck und damit das Oxidationspotential für Eisen und die Legierungselemente einstellen. Dieses ist so einzustellen, dass die Oxidation der Legierungselemente intern unterhalb der Stahloberfläche stattfindet und sich ggfs. eine dünne Eisenoxidschicht auf der Stahloberfläche nach dem Durchlauf des NOF- Bereichs ausbildet. Erreicht wird dies z.B. durch Reduzierung des CO- Werts unter 4 Vol. -%.
Im nachfolgenden Strahlrohrofen werden unter N2-H2-Schutzgasatmosphäre die ggfs. gebildete Eisenoxidschicht reduziert und gleichermaßen die Legierungselemente weiter intern oxidiert. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck in diesem Ofenbereich muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt.
-18 > Log p02 > -S*Sr0:3^s2*yn^,46-§s 1 *Cf®A-12fi*( -In B 2*
Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar.
Im Übergangsbereich zwischen Ofen—► Zinkpott (Rüssel) ist der Taupunkt der Gasatmosphäre (N2-H2-Schutzgasatmosphäre) und damit der Sauerstoffpartialdruck so einzustellen, dass eine Oxidation des Bandes vor dem Eintauchen in das Schmelzbad vermieden wird. Als vorteilhaft haben sich Taupunkte im Bereich von -30 bis -40°C herausgestellt
Durch die oben beschriebenen Maßnahmen im Ofenbereich der kontinuierlichen
Schmelztauchbeschichtungsanlage wird die oberflächliche Ausbildung von Oxiden verhindert und eine gleichmäßige, gute Benetzbarkeit der Bandoberfläche mit der flüssigen Schmelze erzielt.
Wird anstelle der Schmelztauchveredelung (hier z.B. das Feuerverzinken) die Verfahrensroute über ein kontinuierliches Glühen mit nachfolgender elektrolytischer Verzinkung gewählt (siehe Verfahren 1 in Figur 6a), sind keine besonderen Vorkehrungen notwendig um die Verzinkbarkeit zu gewährleisten. Es ist bekannt, dass die Verzinkung höherlegierter Stähle wesentlich einfacher durch elektrolytische Abscheidung als durch kontinuierliche Schmelztauchverfahren realisierbar ist. Beim elektrolytischen Verzinken wird reines Zink direkt an der Bandoberfläche abgeschieden. Um den Elektronenstrom zwischen Stahlband und den Zink-Ionen und damit die Verzinkung nicht zu behindern muss gewährleistet sein, dass keine flächendeckende Oxidschicht auf der
Bandoberfläche vorhanden ist. Diese Bedingung wird in der Regel durch eine standardmäßige reduzierende Atmosphäre während der Glühung und eine Vorreinigung vor der Elektrolyse gewährleistet. Um ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung und eine ausreichende Verzinkbarkeit sicherzustellen, werden der minimale Silizium-Gehalt auf 0,600 Gew.-% und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,750 Gew.-% 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 Mehrphasenstählen, wie z.B. bei
Dualphasenstählen ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der
Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.
Gleichzeitig wird jedoch durch die Zugabe von Mangan das Härteverhältnis zwischen Martensit und Ferrit erhöht. Außerdem wird die Zeiligkeit des Gefüges verstärkt. Ein hoher Härteunterschied zwischen den Phasen und die Ausbildung von Martensitzeilen haben ein niedrigeres
Lochaufweitvermögen zur Folge, was gleichbedeutend mit einer erhöhten
Kantenrissempfindlichkeit ist.
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. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Mn- Oxiden bzw. Mn-Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert.
Der Mangan-Gehalt wird aus den genannten Gründen auf 1 ,000 bis 1 ,900 Gew.-% festgelegt.
Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft eine banddickenabhängige Differenzierung des Mangangehaltes einzuhalten.
Bei einer Banddicke unter 1 ,00 mm liegt der Mangan-Gehalt bevorzugt in einem Bereich zwischen > 1 ,000 und < 1 ,500 Gew.-%, bei Banddicken von 1 ,00 bis 2,00 mm zwischen > 1 ,300 und < 1 ,700 Gew.-% und bei Banddicken über 2,00 mm zwischen > 1 ,600 Gew.-% und < 1 ,900 Gew.-%.
Eine weitere Besonderheit der Erfindung ist, dass die Variation des Mangan-Gehalts durch gleichzeitige Veränderung des Silizium-Gehalts kompensiert werden kann. Die
Festigkeitssteigerung (hier die Streckgrenze, engl, ield strength, YS) durch Mangan und Silizium wird im Allgemeinen gut durch die Pickering-Gleichung beschrieben:
YS (MPa) = 53,9 + 32,34 [Gew.-%Mn] + 83, 16 [Gew.-%Si] +354,2 [Gew.-%N] + 17,402 d( 1/2)
Diese beruht jedoch vorrangig auf dem Effekt der Mischkristallhärtung, der nach dieser Gleichung für Mangan schwächer ist als für Silizium. Gleichzeitig erhöht Mangan jedoch, wie oben erwähnt, die Härtbarkeit deutlich, wodurch sich bei Mehrphasenstählen der Anteil an festigkeitssteigernder Zweitphase signifikant erhöht. Daher ist die Zugabe von 0, 1 % Silizium in erster Näherung mit der Zugabe von 0, 1 % Mangan im Sinne der Festigkeitserhöhung gleichzusetzen. Für einen Stahl der erfindungsgemäßen Zusammensetzung und einer Glühung, die die erfindungsgemäßen Zeit- Temperatur-Parameter einschließt, hat sich auf empirischer Grundlage folgender Zusammenhang für die Streckgrenze (YS) und die Zugfestigkeit (engl, tensile strength, TS) ergeben:
YS (MPa) = 160,7 + 147,9 [Gew.-%Si] + 161 , 1 [Gew.-%Mn]
TS (MPa) = 324,8 + 189,4 [Gew.-%Si] + 174, 1 [Gew.-%Mn]
Im Vergleich zur Pickering-Gleichung sind die Koeffizienten von Mangan und Silizium sowohl für die Streckgrenze als auch für die Zugfestigkeit annähernd gleich, wodurch die Möglichkeit der Substitution von Mangan durch Silizium gegeben ist.
Chrom (Cr) kann einerseits in gelöster Form schon in geringen Mengen die Härtbarkeit von Stahl erheblich steigern. Andererseits bewirkt Chrom bei entsprechender Temperaturführung in Form von Chromkarbiden 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 Schmelztauchbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt. Chrom ist zudem ein Karbidbildner. Sollten Chrom-Eisen-Mischkarbide vorliegen, muss die
Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die Chromkarbide 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 Schmelztauchqualität verschlechtern kann. Durch die oben genannten
Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Cr-Oxiden bzw. Cr-Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert.
Der Chrom-Gehalt wird deshalb auf Gehalte von 0,200 bis 0,600 Gew.-% festgelegt.
Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft eine banddickenabhängige Differenzierung des Chromgehaltes einzuhalten.
Bei einer Banddicke unter 1 ,00 mm liegt der Chrom-Gehalt bevorzugt in einem Bereich zwischen > 0,250 und < 0,350 Gew.-%, bei Banddicken von 1 ,00 bis 2,00 mm zwischen > 0,350 und < 0,450 Gew.-% und bei Banddicken über 2,00 mm zwischen > 0,450 Gew.-% und < 0,550 Gew.-%.
Molybdän (Mo^: Die Zugabe von Molybdän führt ähnlich wie der von Chrom und Mangan zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Gleichzeitig ist Molybdän ein starker Karbildbildner, der fein verteilte Mischkarbide, u. a. auch mit Titan, entstehen lässt. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Schmelztauchbad keine
Festigkeitsverluste zu erwarten sind. Molybdän wirkt außerdem über Mischkristallhärtung, ist dabei allerdings weniger effektiv als Mangan und Silizium.
Der Gehalt an Molybdän wird daher auf <0,200 Gew.-% eingestellt. Vorteilhaft sind Bereiche zwischen 0,050 und 0, 100 Gew.-%.
Als Kompromiss zwischen den geforderten mechanischen Eigenschaften und Schmelztauchbarkeit hat sich als vorteilhaft für das erfindungsgemäße Legierungskonzept ein Summengehalt von Mo+Cr von < 0,800 bzw. optimal < 0,700 Gew.-% herausgestellt 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 auf < 0,050 Gew.-% festgelegt und somit bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Nickel (Ni): In Verbindung mit Sauerstoff kann Nickel an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Nickel ist deshalb auf < 0,050 Gew.-% festgelegt und somit bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare 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.
Aluminium (A\) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Sauerstoff und Stickstoff werden 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 Karbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird Aluminium auch als Legierungselement in Restaustenitstählen (TRI P-Stählen) verwendet, um einen Teil des Siliziums zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Aluminium etwas weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion ist als Silizium.
Der Aluminium-Gehalt wird deshalb auf 0,010 bis maximal 0,060 bzw. optimal auf 0,050 Gew.-% begrenzt und wird zur Beruhigung des Stahles zugegeben. Niob (Nb): Niob wirkt im Stahl auf unterschiedliche Weise. Beim Warmwalzen in der Fertigstraße verzögert es durch die Bildung von feinstverteilten Ausscheidungen die Rekristallisation, wodurch die Keimstellendichte erhöht wird und nach der Umwandlung ein feineres Korn entsteht. Auch der Anteil an gelöstem Niob wirkt rekristallisationshemmend. Die Ausscheidungen wirken im finalen Produkt festigkeitssteigernd. Diese können Karbide oder Karbonitride sein. Häufig handelt es sich um Mischkarbide, in die auch Titan eingebaut wird. Dieser Effekt beginnt ab 0,005 Gew.-% und wird ab 0,010 Gew.-% bis 0,050 Gew.-% Niob am deutlichsten. Die Ausscheidungen verhindern außerdem das Kornwachstum während der (Teil-) Austenitisierung in der Feuerverzinkung.
Oberhalb von 0,040 Gew.-% Niob ist kein zusätzlicher Effekt zu erwarten. Im Hinblick auf die zu erzielende Wrkung von Niob haben sich als vorteilhaft Gehalte von 0,005 Gew.-% bis 0,040 Gew.- % herausgestellt. Optimal sind Gehalte von 0,015 bis 0,035 Gew.-%.
Titan (ΤΠ: Aufgrund seiner hohen Affinität zu Stickstoff wird Titan bei der Erstarrung vorrangig als TiN ausgeschieden. Außerdem tritt es zusammen mit Niob als Mischkarbid auf. TiN kommt eine hohe Bedeutung für die Korngrößenstabilität im Stoßofen zu. Die Ausscheidungen besitzen eine hohe Temperaturstabilität, so dass sie, im Gegensatz zu den Mischkarbiden, bei 1200°C
größtenteils als Partikel vorliegen, die das Kornwachstum behindern. Auch Titan wirkt verzögernd auf die Rekristallisation während des Warmwalzens, ist dabei jedoch weniger effektiv als Niob. Titan wirkt durch Ausscheidungshärtung. Die größeren TiN-Partikel sind dabei weniger effektiv als die feiner verteilten Mischkarbide. Die beste Wirksamkeit wird im Bereich von 0,005 bis 0,030 Gew.-% und vorteilhaft im Bereich von 0,005 bis 0,025 Gew.-% Titan erzielt.
Bor (BY. Bor ist ein extrem effektives Legierungsmittel zur Härtbarkeitssteigerung, das bereits in sehr geringen Mengen (ab 5 ppm) wirksam wird. Die Martensitstarttemperatur bleibt dabei unbeeinflusst. Um wirksam zu werden, muss Bor in fester Lösung vorliegen. Da es eine hohe Affinität zu Stickstoff hat, muss der Stickstoff zunächst abgebunden werden, vorzugsweise durch die stöchiometrisch notwendige Menge an Titan. Aufgrund seiner geringen Löslichkeit in Eisen lagert sich das gelöste Bor bevorzugt an den Austenitkorngrenzen an. Dort bildet es teilweise Fe- B-Karbide, die kohärent sind und die Korngrenzenenergie herabsetzen. Beide Effekte wirken verzögernd auf die Ferrit- und Perlitbildung und erhöhen somit die Härtbarkeit des Stahls. Zu hohe Gehalte an Bor sind allerdings schädlich, da sich Eisenborid bilden kann, das sich negativ auf die Härtbarkeit, die Umformbarkeit und die Zähigkeit des Materials auswirkt. Bor neigt außerdem dazu, beim Glühen während der kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtung Oxide bzw. Mischoxide zu bilden, die die Verzinkungsqualität verschlechtern. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Oxiden an der Stahloberfläche reduziert. Aus vorgenannten Gründen wird der Bor-Gehalt für das erfindungsgemäße Legierungskonzept auf Werte von 5 bis 30 ppm festgelegt, optimal von 5 ppm bis 20 ppm.
Stickstoff (ΝΠ kann sowohl Legierungselement als auch Begleitelement aus der Stahlherstellung sein. Zu hohe Gehalte an Stickstoff bewirken einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust sowie Alterungseffekte. Andererseits kann durch eine gezielte
Zulegierung von Stickstoff in Verbindung mit den Mikrolegierungselementen Titan und Niob eine Feinkornhärtung über Titannitride und Niob(karbo)nitride erreicht werden. Außerdem wird die Grobkornbildung beim Wiedererwärmen vor dem Warmwalzen unterdrückt.
Erfindungsgemäß wird der N-Gehalt deshalb auf werte von > 0,0020 bis < 0,0120 Gew.-% festgelegt.
Als vorteilhaft hat sich für die Einhaltung der geforderten Eigenschaften des Stahls herausgestellt, wenn der Gehalt an Stickstoff in Abhängigkeit von der Summe aus Ti+Nb+B zugegeben wird.
Bei einem Summengehalt von Ti+Nb+B von > 0,010 bis < 0,050 Gew.-% sollte der Gehalt an Stickstoff auf Werte von > 20 bis < 90 ppm eingehalten werden. Für einen Summengehalt aus Ti+Nb+B von > 0,050 Gew.-% haben sich Gehalte an Stickstoff von > 40 bis < 120 ppm als vorteilhaft erwiesen.
Für die Summengehalte an Niob und Titan haben sich Gehalte von < 0,065 Gew.-% als vorteilhaft und wegen der prinzipiellen Austauschbarkeit von Niob und Titan bis zu einem minimalen
Niobgehalt von 10 ppm sowie aus Kostengründen besonders vorteilhaft von < 0,055 Gew.-% erwiesen.
Beim Zusammenspiel der Mikrolegierungselemente Niob sowie Titan mit Bor haben sich
Summengehalte von < 0,070 Gew.-% als vorteilhaft und besonders vorteilhaft von < 0,060 Gew.-% erwiesen. Höhere Gehalte wirken sich nicht mehr verbessernd im Sinne der Erfindung aus.
Als Summengehalte von Ti+Nb+ Mo+B haben sich desweiteren maximale Gehalte von < 0, 175 Gew.-% aus vorgenannten Gründen erwiesen.
Kalzium (Ca): Eine Zugabe von Kalzium in Form von Kalzium-Silizium-Mischverbindungen bewirkt bei der Stahlerzeugung eine Desoxidation und Entschwefelung der schmelzflüssigen Phase. So werden Reaktionsprodukte in die Schlacke überführt und der Stahl gereinigt. Die erhöhte Reinheit führt zu besseren erfindungsgemäßen Eigenschaften im Endprodukt. Aus den genannten Gründen wird ein Ca-Gehalt von > 0,005 bis < 0,0060 Gew.-% und vorteilhaft auf max. 0,0030 Gew.-% eingestellt.
Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen wurde herausgefunden, dass bei einer interkritischen Glühung zwischen Ad und AC3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über AC3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 750 MPa in einer Dicke von 0,50 bis 3,00 mm (beispielsweise für Kaltband) erzeugt werden kann, der sich durch eine ausreichende Toleranz gegenüber Prozessschwankungen auszeichnet.
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 ca. 700 und 950°C, damit wird je nach Temperaturbereich ein teilaustenitisches (Zweiphasengebiet) bzw. ein vollaustenitisches Gefüge (Austenitgebiet) erreicht.
Die Versuche zeigen außerdem, 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 der Schmelztauchveredelung bei Temperaturen zwischen 400 bis 470°C beispielsweise mit Zink oder Zink-Magnesium erhalten bleiben.
Das durchlaufgeglühte und fallweise schmelztauchveredelte Material kann sowohl als Warmband, als auch als kalt nachgewalztes Warmband bzw. Kaltband im dressierten (kaltnachgewalzten) bzw. undressierten Zustand und/oder im streckbiegegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand und auch im wärmebehandelten Zustand (Überalterung) gefertigt werden. Dieser Zustand wird im Folgenden als Ausgangszustand bezeichnet.
Stahlbänder, vorliegend als Warmband, kaltnachgewalztes Warmband bzw. Kaltband, aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung, zeichnen sich außerdem bei der
Weiterverarbeitung durch eine hohe Kantenrissunempfindlichkeit aus.
Die sehr geringen Kennwertunterschiede des Stahlbandes längs und quer zu seiner Walzrichtung sind vorteilhaft beim späteren Materialeinsatz. So kann das Schneiden von Platinen aus einem Band unabhängig von der Walzrichtung (beispielsweise quer, längs und diagonal bzw. in einem Wnkel zur Walzrichtung) erfolgen und der Verschnitt minimiert werden. Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen
Gebiet oberhalb ΑΓ3 und bei Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt (Variante A).
Bei Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband, zum Beispiel mit ca. 10% Kaltwalzgrad wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb ΑΓ3 und Haspeltemperaturen unterhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt (Variante B).
Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von in einer Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispielen.
Es zeigen:
Figur 1 : Prozesskette (schematisch) für die Herstellung eines Bandes aus dem
erfindungsgemäßen Stahl
Figur 2: Zeit-Temperatur-Verlauf (schematisch) der Prozessschritte Warmwalzen und
Kaltwalzen (optional) sowie Durchlaufglühen, Bauteilfertigung, Vergüten
(Lufthärten) und Anlassen (optional) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl
Figur 3: Chemische Zusammensetzung der untersuchten Stähle
Figur 4a: Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) als Zielwerte, luftgehärtet und nicht angelassen
Figur 4b: Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) der untersuchten Stähle im
Ausgangszustand
Figur 4c: Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) der untersuchten Stähle im
luftgehärteten, nicht angelassenen Zustand
Figur 5: Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 und des
Plättchenbiegeversuchs nach VDA 238-100 an erfindungsgemäßen Stählen
Figur 6a: Verfahren 1 , Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)
Figur 6b: Verfahren 2, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)
Figur 6c: Verfahren 3, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch) Figur 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl. Dargestellt sind die unterschiedlichen, die Erfindung betreffenden Prozessrouten. Bis zum Warmwalzen (Endwalztemperatur) 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 mit unterschiedlichen Abwalzgraden kaltgewalzt und verzinkt werden. Auch kann weichgeglühtes Warmband bzw. weichgeglühtes Kaltband kaltgewalzt und verzinkt werden.
Es kann Material auch optional ohne Schmelztauchveredelung prozessiert werden, d.h. nur im Rahmen einer Durchlaufglühung mit und ohne anschließender elektrolytischen Verzinkung. Aus dem optional beschichteten Werkstoff kann nun ein komplexes Bauteil hergestellt werden. Im Anschluss daran findet der Härteprozess statt, beim dem erfindungsgemäß an Luft abgekühlt wird. Optional kann eine Anlassstufe die thermische Behandlung des Bauteils abschließen.
Figur 2 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, die Bauteilfertigung, Vergütung und optionales Anlassen.
Figur 3 zeigt in der oberen Tabellenhälfte die chemische Zusammensetzung der untersuchten Stähle. Verglichen wurden erfindungsgemäße Legierungen LHO1000 mit den Referenzgüten LH®800/LH®900.
Gegenüber den Referenzgüten weisen die erfindungsgemäßen Legierungen insbesondere deutlich erhöhte Gehalte an Si, an Nb und Cr und keine Zulegierung von V und geringere Gehalte an Mo auf.
In der unteren Tabellenhälfte der Figur 3 sind die Summengehalte verschiedener
Legierungskomponenten in Gew.-% und das jeweils ermittelte Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) aufgeführt.
Figur 4 zeigt die mechanischen Kennwerte längs zur Walzrichtung der untersuchten Stähle, mit zu erreichenden Zielkennwerte für den luftgehärteten Zustand (Figur 4a), den ermittelten Werten im nicht luftgehärteten Ausgangszustand (Figur 4b) und im luftgehärteten Zustand (Figur 4c). Die vorgegebenen zu erreichenden Werte werden sicher erreicht. Figur 5 zeigt Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 (absolute Werte).
Dargestellt sind die Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche für Variante A (Haspeltemperatur oberhalb Bainitstarttemperatur), jeweils für Verfahren 2 (Figur 6b, 2,0 mm, Beispiel 1) und
Verfahren 3 (Figur 6c, 2,0 mm, Beispiel 2).
Die untersuchten Werkstoffe haben eine Blechdicke von 2,0 mm. Die Ergebnisse gelten für den Test nach ISO 16630.
Das Verfahren 2 entspricht einer Glühung beispielsweise an einer Feuerverzinkung mit
kombiniertem direkt befeuertem Ofen und Strahlrohrofen, wie er in Figur 6b beschrieben ist.
Das Verfahren 3 entspricht beispielsweise einer Prozessführung in einer Durchlaufglühanlage, wie sie in Figur 6c 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, sowie Biegewinkel. Prinzipieller Unterschied sind also die
Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der nachgeschalteten Abkühlung.
Die Figur 6 zeigt schematisch drei Varianten der erfindungsgemäßen Temperatur-Zeit-Verläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung und jeweils verschiedene Austenitisierungsbedingungen.
Das Verfahren 1 (Figur 6a) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten kalt- oder
warmgewalzten oder kaltnachgewalztem Stahlband in einer Durchlaufglühanlage. Zuerst wird das Band auf eine Temperatur im Bereich von etwa 700 bis 950°C (Ac1 bis Ac3) aufgeheizt. Das geglühte Stahlband wird anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur (ZT) von ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Auf die Darstellung einer zweiten Zwischentemperatur (ca. 300 bis 500°C) wird in dieser schematischen Darstellung verzichtet.
Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur (RT) an Luft abgekühlt bzw. die Kühlung mit einer
Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s wird bis auf Raumtemperatur beibehalten.
Das Verfahren 2 (Figur 6b) 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 ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortzusetzen. Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt.
Das Verfahren 3 (Figur 6c) zeigt ebenfalls den Prozess gemäß Verfahren 1 bei einer
Schmelztauchveredelung, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes durch eine kurze Pause (ca. 1 bis 20 s) bei einer Zwischentemperatur im Bereich von ca. 200 bis 400°C unterbrochen und bis auf die Temperatur (ST), die zum Schmelztauchveredeln notwendig ist (ca. 400 bis 470°C), wieder erwärmt. Anschließend wird das Stahlband wieder bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C gekühlt. Mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s erfolgt bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft die abschließende Kühlung des Stahlbandes.
Für die industrielle Fertigung für das Feuerverzinken nach Verfahren 2 nach Figur 6b und nach Verfahren 3 nach Figur 6c mit laborbasierendem Vergütungsprozess stehen die nachfolgenden Beispiele:
Beispiel 1 (Kaltband) (Legierungszusammensetzung in Gew.-%)
Variante A/2,0 mm/Verfahren 2 nach Figur 6b
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,098% C; 0,712% Si; 1 ,623% Mn; 0,010% P; 0,001 % S;
0,0046% N; 0,044% AI; 0,507% Cr; 0,081 % Mo; 0,0181 % Ti; 0,0306% Nb; 0,0008% B; 0,0023% Ca nach Verfahren 2 entsprechend Figur 6b schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Dicke von 4,09 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche
Wärmebehandlung (wie Haubenglühen) kaltgewalzt.
In einem Glühsimulator wurde ein schmelztauchveredeltes, luftgehärtetes Stahlband mit nachfolgenden Parametern prozessiert.
Glühtemperatur 870°C
Haltezeit 120 s
Transportzeit max. 5 s (ohne Energiezufuhr)
anschließende Abkühlung an der Luft
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Vergütung ein Gefüge, welches aus Martensit, Bainit und Restaustenit besteht. Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte nach Lufthärtung (Ausgangswerte in Klammern, unvergüteter Zustand):
- Dehngrenze (Rp0,2) 781 MPa (480 MPa)
- Zugfestigkeit (Rm) 1085 MPa (781 MPa)
- Bruchdehnung (A80) 7,7% (21 , 1 %)
- A5 Dehnung 11 ,0% (-)
- Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 - (42, 1 %)
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) - (131 127°)
längs zur Walzrichtung und würde beispielsweise einem LH®1000 entsprechen.
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag im Ausgangszustand bei 62%.
Beispiel 2 (Kaltband) (Legierungszusammensetzung in Gew.-%)
Variante B/2,0 mm/Verfahren 3 nach Figur 6c
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,097% C; 0,665% Si; 1 ,894% Mn; 0,009% P; 0,001 % S;
0,0052% N; 0,043% AI; 0,319% Cr; 0,005% Mo; 0,0159% Ti; 0,0296% Nb; 0,0017% B; 0,0019% Ca nach Verfahren 3 entsprechend Figur 6c schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Dicke von 4,09 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche
Wärmebehandlung (wie z.B. Haubenglühen) kaltgewalzt.
In einem Glühsimulator wurde der schmelztauchveredelte Stahl analog eines
Vergütungsprozesses (Lufthärten) mit nachfolgenden Parametern prozessiert.
Glühtemperatur 870°C
Haltezeit 120 s
Transportzeit max. 5 s (ohne Energiezufuhr)
Anschließende Abkühlung an Luft
Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Vergütung ein Gefüge, welches aus Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.
Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte nach Lufthärtung (Ausgangswerte in Klammern, unvergüteter Zustand):
- Dehngrenze (Rp0,2) 776 MPa (450 MPa)
- Zugfestigkeit (Rm) 1074 MPa (781 MPa)
- Bruchdehnung (A80) 8,3% (22,3%)
- A5 Dehnung 11 , 1 % (-)
- Bake-Hardening-Index (BH2) 53 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 - (35,7%)
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) - (116 116°)
längs zur Walzrichtung und würde beispielsweise einem LH®1000 entsprechen. Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag im Ausgangszustand bei 62%.

Claims

Patentansprüche
1. Höchstfester, lufthärtbarer Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten im nicht
luftgehärteten Zustand von 750 MPa mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften bestehend aus den Elementen (Gehalte in Gew.-%): c > 0,075 bis < 0, 115
Si > 0,600 bis < 0,750
Mn > 1 ,000 bis < 1 ,900
Cr > 0,200 bis < 0,600
AI > 0,010 bis < 0,060
N > 0,0020 bis < 0,0120
S < 0,0030
Mo < 0,200
Nb > 0,005 bis < 0,040
Ti > 0,005 bis < 0,030
B > 0,0005 bis < 0,0030
Ca > 0,0005 bis < 0,0060
Cu < 0,050
Ni < 0,050
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter
Verunreinigungen, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn+Si+Cr+Mo abhängig von der erzeugten Banddicke wie folgt eingestellt ist: bis 1 ,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo > 2,450 und < 2,800 Gew.-%
über 1 ,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo > 2,600 und < 3, 150 Gew.-% über 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr+Mo > 3,000 und < 3,450 Gew.-%
2. Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken bis 1 ,00 mm der C-Gehalt < 0,100% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,50% betragen.
3. Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 1 ,00 bis 2,00 mm der C-Gehalt < 0, 105% und das
Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) < 0,55% betragen.
4. Stahl nach Anspruch 1
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 2,00 mm der C-Gehalt < 0, 115% und das
Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) < 0,60% betragen.
5. Stahl nach Anspruch 1 und 2
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken bis 1 ,00 mm der Mn-Gehalt > 1 ,000 bis < 1 ,500% beträgt.
6. Stahl nach Anspruch 1 und 3 dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 1 ,00 bis 2,00 mm der Mn-Gehalt > 1 ,300 bis < 1 ,700% beträgt.
7. Stahl nach Anspruch 1 und 4 dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 2,00 mm der Mn-Gehalt > 1 ,600 bis <1 ,900% beträgt.
8. Stahl nach Anspruch 1 , 2 und 5
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken bis 1 ,00 mm der Cr-Gehalt > 0,250 bis < 0,350% beträgt.
9. Stahl nach Anspruch 1 , 3 und 6
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 1 ,00 bis 2,00 mm der Cr-Gehalt > 0,350 bis < 0,450% beträgt.
10. Stahl nach Anspruch 1 , 4 und 7
dadurch gekennzeichnet,
dass bei Banddicken über 2,00 mm der Cr-Gehalt > 0,450 bis <0,550% beträgt.
11. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 10
dadurch gekennzeichnet, dass bei einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,010 bis < 0,050% der N-Gehalt > 0,0020 bis < 0,0090% beträgt.
12. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 10
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,050% der N-Gehalt > 0,0040 bis < 0,0120% beträgt.
13. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 12
dadurch gekennzeichnet,
dass der S-Gehalt < 0,0020% beträgt.
14. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 13
dadurch gekennzeichnet,
dass der Mo-Gehalt > 0,050 bis <0, 100% beträgt.
15. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 14
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Cr+Mo < 0,800% beträgt.
16. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 14
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Cr+Mo < 0,700% beträgt.
17. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 16
dadurch gekennzeichnet,
dass der Nb-Gehalt > 0,015 bis <0,035% beträgt.
18. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 17
dadurch gekennzeichnet,
dass der Ti-Gehalt > 0,005 bis < 0,025% beträgt.
19. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 18
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Nb+Ti < 0,065% beträgt.
20. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 18
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Nb+Ti < 0,055% beträgt.
21. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 20
dadurch gekennzeichnet,
dass der B-Gehalt > 0,0005 bis <0,0020% beträgt.
22. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 21
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Ti+Nb+B < 0,070% beträgt.
23. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 21
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Ti+Nb+B < 0,060% beträgt.
24. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 23
dadurch gekennzeichnet,
dass die Summe Ti+Nb+B+Mo < 0, 175% beträgt.
25. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 24
dadurch gekennzeichnet,
dass der Ca-Gehalt < 0,0030% beträgt.
26. Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 25
dadurch gekennzeichnet,
dass die Zugaben von Silizium und Mangan im Hinblick auf die zu erzielenden Festigkeitseigenschaften gemäß der Beziehung:
YS (MPa) = 160,7 + 147,9 [%Si] + 161 , 1 [%Mn]
TS (MPa) = 324,8 + 189,4 [%Si] + 174, 1 [%Mn]
austauschbar sind.
27. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 26, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird,
dadurch gekennzeichnet,
dass das kalt- oder warmgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt und dass das geglühte Stahlband anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer ersten Zwischentemperatur von ca. 300 bis 500°C, folgend mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer zweiten Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abgekühlt wird, anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abkühlt oder die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s von der ersten Zwischentemperatur bis auf
Raumtemperatur beibehalten wird.
28. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem
luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 26, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließendem Kühlen die Kühlung vor dem Eintreten in das Schmelzbad angehalten und nach der Schmelztauchveredelung die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt und anschließend das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt wird.
29. Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem
luftvergütbaren Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 26, bei dem das geforderte Gefüge während einer Durchlaufglühung erzeugt wird
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließendem Kühlen auf die Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C vor dem Eintreten in das Schmelzbad die Temperatur für ca. 1 bis 20 s gehalten und anschließend das Stahlband auf eine Temperatur von ca. 400 bis 470°C wieder erwärmt wird und nach erfolgter Schmelztauchveredlung eine Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C erfolgt und anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s an Luft bis zur Raumtemperatur abgekühlt wird.
30. Verfahren nach einem der Ansprüche 25 bis 29
dadurch gekennzeichnet,
dass bei der Durchlaufglühung das Oxidationspotential bei einer Glühung mit einer Anlagenkonfiguration, bestehend aus direkt befeuertem Ofenbereich (NOF) und einem Strahlrohrofen (RTF) durch einen CO-Gehalt im NOF von unter 4 Vol. -% gesteigert wird, wobei im RTF der Sauerstoffpartialdruck der für Eisen reduzierenden Ofenatmosphäre gemäß nachfolgender Gleichung eingestellt wird,
Figure imgf000040_0001
-18 > Log p02 wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar bezeichnen und zur Vermeidung der Oxidation des Bandes direkt vor dem Eintauchen in das Schmelzbad der Taupunkt der Gasatmosphäre bei -30°C oder darunter eingestellt wird.
31. Verfahren nach einem der Ansprüche 27 bis 29
dadurch gekennzeichnet,
dass bei einer Glühung nur mit einem Strahlrohrofen der Sauerstoffpartialdruck der Ofenatmosphäre nachfolgender Gleichung genügt,
-12 > Log pö2 > -5sSi: C-2S-3s :n"c-5-0; crS'5-7*(-Jn sf wobei Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p02 den Sauerstoffpartialdruck in mbar bezeichnen und zur Vermeidung der Oxidation des Bandes direkt vor dem Eintauchen in das Schmelzbad der Taupunkt der Gasatmosphäre bei -30°C oder darunter eingestellt wird.
32. Verfahren nach einem der Ansprüche 27 bis 31
dadurch gekennzeichnet,
dass bei unterschiedlich dicken Bändern beim Durchlaufglühen vergleichbare
Gefügezustände und mechanische Kennwerte der Bänder durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit im Zuge der Wärmebehandlung eingestellt werden.
33. Verfahren nach einem der Ansprüche 27 bis 32 dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung oder
Schmelztauchveredelung dressiert wird.
34. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 27 bis 33
dadurch gekennzeichnet,
dass das Stahlband im Anschluss an die Wärmebehandlung oder
Schmelztauchveredelung streckbiegegerichtet wird.
35. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 27 bis 34,
aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 20% im nicht luftgehärteten Zustand.
36. Stahlband nach Anspruch 35,
aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 30% im nicht luftgehärteten Zustand.
37. Stahlband nach Anspruch 35,
aufweisend einen Mindestbiegewinkel nach VDA 238-100 von 60° in Längsrichtung bzw. Querrichtung im nicht luftgehärteten Zustand.
38. Stahlband nach den Ansprüchen 35 bis 37,
aufweisend einen Mindestbiegewinkel nach VDA 238-100 von 75° in Längsrichtung bzw. Querrichtung im nicht luftgehärteten Zustand.
39. Stahlband nach den Ansprüchen 35 bis 38,
aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x Biegewinkel nach VDA 238-100) von 60000 MPa° im nicht luftgehärteten Zustand.
40. Stahlband nach Anspruch 38,
aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x Biegewinkel nach VDA 238-100) von 70000 MPa° im nicht luftgehärteten Zustand.
41. Stahlband nach den Ansprüchen 35 bis 40,
aufweisend einen Delayed fracture free-Zustand für mindestens 6 Monate unter Erfüllung der Anforderungen nach SEP 1970 für Lochzug- und Bügelprobe.
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