WO2017009192A1 - Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes hieraus - Google Patents

Höchstfester mehrphasenstahl und verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes hieraus Download PDF

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cold
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Thomas Schulz
Sascha KLUGE
Christian Meyer
Peter Matthies
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Salzgitter Flachstahl Gmbh
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Definitions

  • the invention relates to a high-strength multi-phase steel with dual-phase structure or complex phase structure and small amounts of retained austenite with
  • the invention further relates to a method for producing cold-rolled steel strips from such a steel according to claim 18 and to steel strips produced therewith according to claim 34. More particularly, the invention relates to steels having a tensile strength in the range of at least 980 MPa for the production of improved parts
  • edge crack resistance Component requirements for edge crack resistance, energy absorption as well as defined hardening via the work hardening effect and the bake hardening Have effect.
  • good processability must be ensured. This applies both to the processes at the automobile manufacturer, for example forming, welding or painting, and also to the production processes at the primary supplier, such as surface finishing through metallic or organic coating.
  • Consist of a martensitic second phase and possibly another phase with bainite and retained austenite Consist of a martensitic second phase and possibly another phase with bainite and retained austenite.
  • the characteristic processing characteristics of dual-phase steels such as a very low
  • multi-phase steels are also used in the automotive industry, such as complex-phase steels, ferritic-bainitic steels, bainitic steels and martensitic steels which have different structural compositions.
  • Hot-rolled and cold-rolled complex-phase steels are steels containing small amounts of martensite, retained austenite and / or pearlite in a ferritic / bainitic matrix, which causes extreme grain refining due to delayed recrystallization or micro-alloy precipitation.
  • the cold-rolled steel strips are usually, for economic reasons, re-annealed in a continuous annealing process to form a thin sheet that can be readily formed.
  • Process parameters such as throughput speed, annealing temperatures and
  • Cooling speed adjusted according to the required mechanical and technological properties with the necessary structure.
  • the degree of rolling during cold rolling describes the percentage ratio of the difference between the hot strip exit thickness and the final cold strip thickness relative to the hot strip exit thickness.
  • the Abwalzgrad is related to the strip thickness and thus in the sense of a reduction in thickness to understand.
  • the degrees of cold rolling are relatively constant, they are with thicker bands of about 2 mm up to about 40% and up to about 60% for bands up to 1 mm thickness.
  • the continuous annealing treatment is used to ensure a
  • Minimum cold rolling degree set to adjust a corresponding dislocation density for the recrystallization annealing.
  • the critical recrystallization threshold can not be overcome and the structure can not be tufted.
  • Variance fluctuations leads. Different sized grains can when cooling from convert the oven temperature to different phase components and provide further inhomogeneity.
  • Cooling the required microstructure education for example, dual or
  • the annealing treatment is usually carried out in a continuous hot-dip galvanizing plant in which the heat treatment or annealing and the downstream galvanizing take place in a continuous process.
  • the continuous annealing of hot or cold rolled steel strips with, for example, from the documents EP 2 028 282 A1 and EP 2 031 081 A1 known
  • a homogeneous temperature distribution is difficult to achieve, especially at different thicknesses in the transition region from one belt to another. This may result in alloy compositions with too small process windows in the continuous annealing, for example, that the thinner strip is driven too slowly through the oven and thereby the productivity is lowered, or that the thicker belt is driven too fast through the oven and the required annealing temperature for the desired structure is not achieved. The consequences are increased rejects.
  • the decisive process parameter for material with a relatively constant degree of rolling during cold rolling is therefore the setting of the speed in the continuous annealing, since the phase transformation takes place in a temperature- and time-dependent manner. The less sensitive the steel in terms of the uniformity of the mechanical properties with changes in temperature and time in the
  • a method for producing a steel strip with different thickness over the strip length is described for example in DE 100 37 867 A1.
  • Compositions have the areas with lower sheet thickness due to the conversion processes during cooling either too high strengths due to excessive martensite due to the too small process window or the areas with larger sheet thickness reach too low strength by too low
  • Multiphase steel with minimum tensile strengths of 950 MPa is known, which although already has a very wide process window for the continuous annealing of hot or cold strips, it has been shown that even with this steel variable
  • Solid solution hardening (solid solution hardening) is achieved.
  • Carbon and / or manganese content for improved cold working and performance.
  • a low yield ratio (Re / Rm) is typical for a dual-phase steel and is used primarily for formability in drawing and deep drawing operations.
  • a higher yield ratio (Re / Rm), which is typical for complex phase steels, is also distinguished by resistance to edge cracks. This is due to the smaller differences in the strengths of each
  • Microstructure components lead back, which has a favorable effect on a homogeneous deformation in the area of the cutting edge.
  • the range of dimensions is broad and lies in the thickness range from 0.50 to 3.00 mm, whereby the range between 0.80 to 2.10 mm is relevant in terms of quantity.
  • the invention is therefore based on the object, a new alloy concept for a high-strength multi-phase steel, a method for producing a
  • Cold strip thickness (master cold strip thickness) can be made, that is, it should be used instead of relatively constant Abwalzgrade variable Abwalzgrade in cold rolling. In this case, as even as possible material properties should be achieved regardless of the set cold rolling degree.
  • process window for annealing, in particular continuous annealing, of expanded to final thickness rolled steel strips should be extended so that in addition to bands with different cross sections and steel bands with over tape length and possibly
  • Bandwidth varying thickness can be produced with the most homogeneous mechanical and technological properties.
  • this object is achieved by a high-strength multiphase steel having a minimum tensile strength of 980 MPa with the following contents in% by weight:
  • the mechanical properties are reliably achieved in a narrow range for cold strips with variable degrees of rolling during cold rolling.
  • the Abwalzgrad is related to the strip thickness and thus in the sense of a reduction in thickness to understand. Decisive for this is a selected narrow alloy composition with a focus on a limited and very narrow boron content, which is very effective for achieving uniform material properties at different
  • Cold strip thickness determines the necessary hot strip thickness, leaving it so that only a selected master warmth strip thickness is required for different cold strip thicknesses.
  • the steel according to the invention also offers the advantage of a significantly enlarged process window compared to the known steels. This results in an increased process reliability during continuous annealing of cold strip with
  • a steel strip can be produced from the inventive multiphase steel in which a hot strip is produced from the multiphase steel, from the hot strip the steel strip is cold rolled with the final thickness to be achieved and then the steel strip is annealed, in particular continuously annealed.
  • the properties of the multiphase steel make it possible to cold-roll steel strips of the final thickness to be achieved, starting from a selected master hot-rolled strip having a certain thickness or selected hot strips of different thicknesses in a wide range of degrees of rolling of 10% to 70%.
  • the chemical composition of the multiphase steel is selected according to the invention in dependence on the final thickness of the steel strip to be achieved.
  • Hot strip thicknesses to produce a master cold strip with a uniform thickness To achieve uniform mechanical properties, it has turned out to be advantageous that the steel strip is cold-rolled to a final thickness of 0.50 mm to 3.00 mm and, depending on the final thickness to be achieved, the chemical composition of the multiphase steel is chosen as follows:
  • Final thickness over 2.00 mm up to and including 3.00 mm sum of Mn + Si + Cr> 2.700 to ⁇ 3.250 wt .-%.
  • the final thickness of the steel strip to be achieved is thus related to the alloy composition of the hot strip produced from the multiphase steel.
  • the chemical composition of the multiphase steel is selected as follows: Final thickness 0.50 mm up to and including 1.00 mm: C content ⁇ 0.100% by weight and carbon equivalent CEV (NW) ⁇ 0.62%,
  • CEV (NW) % C +% Mn / 6 + (% Cu +% Ni) / 15 + (% Cr +% Mo +% V) / 5 calculated.
  • the chemical composition of the multiphase steel is selected as follows:
  • the material produced can be produced as a cold strip via a hot-dip galvanizing line or a pure continuous annealing plant in the dressed and undressed and also in the heat-treated state (overaging) and in the stretched and unstretched state (stretch bending strains).
  • microstructural components by selective variation of the process parameters in such a way that steels in different Strength classes, for example, with yield strengths between 550 MPa and 950 MPa, and tensile strengths between 980 MPa and 1 140 MPa are represented.
  • steel strips can be produced by an intercritical annealing between Ac1 and Ac3 or in an austenitizing annealing over Ac3 with final controlled cooling, which leads to a dual or multi-phase structure.
  • Annealing temperatures of about 700 to 950 ° C have proved to be advantageous. Depending on the overall process (only continuous annealing or with additional
  • Hot dipping there are according to the invention different approaches for a heat treatment.
  • the steel strip, cold-rolled to its final thickness is cooled to an intermediate temperature of about 160 to 250 ° C. from the annealing temperature at a cooling rate of about 15 to 100 ° C./s.
  • the cooling to room temperature is finally carried out at a cooling rate of about 2 to 30 ° C / s (see method 1, Figure 7a).
  • it may be cooled to room temperature at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s from the intermediate temperature of 300 to 500 ° C.
  • 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 Hot dip refinement required temperature of approx. 400 to 470 ° C.
  • the strip is cooled after refining to about 200 to 250 ° C.
  • the cooling to room temperature is again at a cooling rate of about 2 to 30 ° C / s (see method 3, Figure 7c).
  • Hydrogen (H) can be the only element to generate without lattice strains diffuse through the iron grid. This causes the hydrogen in the
  • Iron grid is relatively movable and 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.
  • a more uniform structure also reduces the susceptibility to hydrogen embrittlement.
  • Oxygen (O) In the molten state, the steel has a relatively high absorption capacity for gases. At room temperature, however, oxygen is only soluble in very small quantities. Similar to hydrogen, oxygen can only diffuse into the material in atomic form. Due to the strong embrittling effect and the negative effects on the aging resistance, as much as possible is attempted during production to reduce the oxygen content.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness by solid solution strengthening and improves hardenability. However, it is generally attempted to lower the phosphorus content as much as possible, since it is highly prone to segregation, among other things due to its low solubility in the solidifying medium, and greatly reduces the toughness. Due to the addition of phosphorus at the grain boundaries, grain boundary fractures occur. In addition, phosphorus sets the
  • Transition temperature from tough to brittle behavior up to 300 ° C.
  • near-surface phosphorus oxides can be applied to the
  • 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.
  • P should be ⁇ 0.020 wt%.
  • sulfur is bound as a trace element in iron ore. Sulfur is undesirable in steel (except free-cutting steels), as it tends to segregate and has a strong embrittlement. It is therefore an attempt to achieve the lowest possible content of sulfur in the melt, for example by a vacuum treatment. Furthermore, the existing sulfur is converted by adding manganese into the relatively harmless compound manganese sulfide (MnS).
  • MnS manganese sulfide
  • Manganese sulfides are often rolled in rows during the rolling process and act as nucleation sites for the transformation. This is especially important diffusion-controlled conversion to a line-shaped structure and can lead to deteriorated mechanical properties with pronounced brittleness, such as pronounced Martensitzeilen instead distributed
  • Martensite islands anisotropic material behavior, reduced elongation at break.
  • the sulfur content of the steel according to the invention is limited to ⁇ 0.0020% by weight or advantageously to ⁇ 0.0015% by weight, optimally to ⁇ 0.0010% by weight.
  • Alloying elements are usually added to the steel in order to specifically influence certain properties.
  • 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. The connections can therefore be quite varied and complex.
  • Carbon (C) is considered the most important alloying element in steel. Through its targeted introduction of up to 2.06 wt .-% iron is only for steel. Often the carbon content is drastically lowered during steelmaking. In the case of dual-phase steels for continuous hot-dip finishing, its proportion according to EN 10346 or VDA 239-100 is not more than 0.230% by weight; a minimum value is not specified.
  • the steel according to the invention contains carbon contents of ⁇ 0.1 15 wt .-%. Due to the different solubility of the carbon in the phases pronounced diffusion processes in the phase transformation are necessary, which can lead to very different kinetic conditions. In addition, carbon increases the thermodynamic stability of austenite, which is shown in the phase diagram in an extension of the austenite area to lower temperatures. As the constrained carbon content in martensite increases, the lattice distortions and, associated therewith, the strength of the diffusion-free phase are increased. Carbon also forms carbides. An almost in every steel occurring
  • Structural phase is the cementite (Fe 3 C).
  • Fe 3 C cementite
  • significantly harder special carbides with other metals such as chromium, titanium, niobium but also vanadium can form.
  • chromium, titanium, niobium titanium, niobium but also vanadium
  • Seigerungskostory is significantly lower than, for example, that of manganese (0.16 compared to 0.87). Seigerache generally lead to a line arrangement of the structural components, which the
  • Forming properties such as hole widening and bending ability, deteriorate.
  • Hot rolling thereby provides a basis for improved cold rollability.
  • the accelerated ferrite formation enriches the austenite with carbon and stabilizes it. Since silicon hinders carbide formation, the austenite is additionally stabilized. Thus, the accelerated cooling can suppress the formation of bainite in favor of martensite.
  • 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 the formation of precipitation
  • Microalloys which in turn have a positive effect on the strength of the material. Since the increase in the transition temperatures by silicon tends to favor grain coarsening, micro-alloying with niobium, titanium and boron is particularly expedient, as well as the targeted adjustment of the nitrogen content in the steel according to the invention. When hot rolling, it should be known for higher silicon-alloyed steels for Formation of strongly adhering red scale and increased risk of
  • Hot-dip coating plant a reduction of iron oxide, which can form, for example, during cold rolling or as a result of storage at room temperature on the surface.
  • oxygen-sensitive alloying constituents such as silicon, manganese, chromium, boron
  • the gas atmosphere is oxidative, with the result that segregation and selective oxidation of these elements can occur.
  • the selective oxidation can be both externally, that is on the
  • Substrate surface as well as take place internally within the metallic matrix.
  • Silicon oxides to reach the strip surface methods are also to be taken, which promote the internal oxidation of the alloying elements below the material surface. Depending on the system configuration, different measures are used here.
  • the internal oxidation of the alloying elements can be achieved by adjusting the oxygen partial pressure of the furnace atmosphere (N 2 -H 2 protective gas atmosphere ) are specifically influenced.
  • the set oxygen partial pressure must satisfy the following equation, with the furnace temperature between 700 and 950 ° C.
  • the furnace area consists of a combination of a direct fired furnace (DFF) and a subsequent radiant tube furnace (see process 2 in Figure 7b)
  • DFF direct fired furnace
  • a subsequent radiant tube furnace see process 2 in Figure 7b
  • 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 should 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 is formed on the steel surface after passing through the NOF region. 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 process route is selected by continuous annealing with subsequent electrolytic galvanizing (see Method 1 in Figure 6a), these are not particular
  • Bainite transformation shifted to longer times and lowered the martensite start temperature.
  • manganese tends to form oxides on the steel surface during annealing.
  • manganese oxides for example MnO
  • / or Mn mixed oxides for example Mn 2 Si0 4
  • 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 determined for the reasons mentioned to 1, 900 to 2.350 wt .-%. To achieve the required minimum strengths, it is advantageous to have a
  • the manganese content is preferably in a range between> 1.900 and ⁇ 2.200 wt.%, With final thicknesses of 1.00 to 2.00 mm inclusive between 2.050 to ⁇ 2.250 wt .-% and at final thicknesses of 2.00 mm up to and including 3.00 mm between> 2.100 wt .-% to ⁇ 2.350 wt .-%.
  • Another peculiarity of the invention is that the variation of the manganese content can be compensated by simultaneously changing the silicon content.
  • the increase in strength (here the yield strength, YS) by manganese and silicon is generally well described by the Pickering equation:
  • Multiphase steels the proportion of strength-enhancing second phase significantly increased. Therefore, the addition of 0.1% silicon in a first approximation is equivalent to the addition of 0.1% manganese in terms of strength enhancement.
  • 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 temperature must be high enough before curing to dissolve the chromium carbides. Otherwise, the increased germ count may lead to a deterioration of the hardenability.
  • Chromium also tends to be oxides on the
  • the above-mentioned measures for adjusting the furnace areas during continuous hot-dip coating reduce the formation of Cr oxides or Cr mixed oxides on the steel surface after annealing.
  • Molybdenum (Mo) The addition of molybdenum is similar to that of chromium and
  • Manganese to improve hardenability The pearlite and bainite transformation is postponed to longer times and the martensite start temperature is lowered. At the same time molybdenum is a strong karsentkowner, the finely divided mixed carbides, including titanium, arise. Molybdenum also increases the tempering resistance significantly, so that in the hot dip no strength losses are expected. Molybdenum acts also about solid solution hardening, but is less effective than manganese and silicon.
  • the content of molybdenum is therefore set between more than 0.200 to 0.300 wt .-%.
  • the Mo content is advantageously set to a range between more than 0.200 and 0.250 wt .-%.
  • Copper (Cu): The addition of copper can increase the tensile strength and hardenability. In combination with nickel, chromium and phosphorus, copper can form a protective oxide layer on the surface, which can significantly reduce the corrosion rate.
  • copper When combined with oxygen, copper can form harmful oxides at the grain boundaries, which can be detrimental to hot working processes in particular.
  • the content of copper is therefore 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 (AI) is usually added to the steel to bind the dissolved oxygen in the iron and nitrogen. Oxygen and nitrogen become so in
  • Converted aluminum oxides and aluminum nitrides can cause grain refining by increasing the number of germinal sites and thus the Increase toughness properties and strength values.
  • Titanium nitrides have a lower formation enthalpy and are formed at higher temperatures.
  • Niobium has different effects in steel. During hot rolling in the finishing train, it retards recrystallization by the formation of finely divided precipitates, thereby increasing the nucleation density and after the
  • TiN Mixed carbide on.
  • the precipitates have a high temperature stability, so that they in contrast to the mixed carbides at 1200 ° C largely as particles present, which hinder the 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 0.060 wt .-% titanium, therefore, this represents the
  • Boron (B) Boron is an extremely effective alloying agent for the realization of variable rolling degrees.
  • a very narrow range for the addition of boron has a pronounced effect on the uniformity of the mechanical properties of the produced variable-strip cold strips in the subsequent processing.
  • This pronounced effect leads only to the possibility, instead of a relatively constant degree of rolling during cold rolling, defined characteristic ranges after the process steps (FIGS. 7a, 7b and 7c) also for the material with variable degrees of rolling on the basis of a master hot strip thickness or based on a master cold strip thickness.
  • boron is an effective hardening enhancer that is effective in very small quantities. The martensite start temperature remains
  • boron must be in solid solution. Since it has a high affinity for nitrogen, the nitrogen must first be set, preferably by the stoichiometrically necessary amount of titanium.
  • Alloy concept set to values of more than 0.0005 to 0.0010% by weight, advantageously to values ⁇ 0.0009 or optimally to> 0.0006% by weight to ⁇ 0.0009% by weight
  • Nitrogen (N) can be both an alloying element and a companion element from steelmaking. Excessive levels of nitrogen cause one
  • the N content is therefore set to values of> 0.0020 to ⁇ 0.0120 wt .-%.
  • niobium and titanium contents of ⁇ 0.100 wt .-% have been found to be advantageous and because of the principle interchangeability of niobium and titanium to a minimum niobium content of 0.0010 wt .-% and cost reasons particularly advantageous of ⁇ 0.090 wt .-% proved.
  • a Ca content of> 0.0010 to ⁇ 0.0060 wt .-% is set.
  • Levels of ⁇ 0.0030 wt .-% have been found to be advantageous.
  • Cooling a dual-phase steel can be produced with a minimum tensile strength of 980 MPa in a thickness of 0.50 to 3.00 mm, which is characterized by a sufficient tolerance to process variations.
  • 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 depending on
  • Temperature range a teilausteniticians (two-phase area) or a
  • the experiments also showed that the set microstructural fractions after the intercritical annealing between Ac1 and Ac3 and austenitizing annealing over Ac3 with subsequent controlled cooling even after another process step of the Schmelztauchveredelung at temperatures between 400 to 470 ° C, for example with zinc or zinc-magnesium remain.
  • the pass-annealed and occasionally hot-dip refined material can be used in the dressed (cold rolled) or undressed state and / or in
  • the steel strips of the alloy composition according to the invention are also characterized in the further processing by a high
  • a board is cut from a steel strip according to the invention, which then heated to a temperature above Ac3, the heated board is formed into a component and then cured in a forming tool or in air.
  • the steel according to the invention has the property that the hardening takes place already on cooling at still air, so that a separate cooling of the forming tool can be omitted.
  • the structure of the steel is converted by heating in the austenitic region, preferably at temperatures above 950 ° C below
  • FIG. 1 process chain (schematic) for the production of a strip from the steel according to the invention
  • FIG. 2 chemical composition (Examples 1 to 5) of the steel according to the invention
  • FIG. 3 time-temperature curve (schematically) of the process steps hot rolling and cold rolling and continuous annealing (optionally hot dip finishing) by way of example for the steel according to the invention
  • FIG. 4 a shows the ratio of hot strip thickness to cold strip thickness (final thickness) by way of example for the prior art
  • FIG. 4b Abwalzgrad based on cold strip thickness (final thickness) by way of example for the prior art
  • FIG. 5a ratio of hot strip thickness to cold strip thickness (final thickness) by way of example for the steel according to the invention at a master hot-strip thickness
  • FIG. 5b Abwalzgrad based on cold strip thickness (final thickness) by way of example for the steel according to the invention at a master hot strip thickness
  • FIG. 6a ratio of hot strip thickness to cold strip thickness (final thickness) by way of example for the steel according to the invention at a master cold strip thickness (a specific final thickness of the cold rolled steel strip to be achieved),
  • FIG. 6b Abwalzgrad based on cold strip thickness (final thickness) by way of example for the steel according to the invention at a master cold strip thickness (a specific to be achieved final thickness of the cold-rolled steel strip),
  • FIG. 7a method 1, temperature-time curves (annealing variants schematically),
  • FIG. 7b method 2, temperature-time curves (annealing variants schematically),
  • FIG. 7c method 3, temperature-time curves (annealing variants schematically),
  • FIG. 8 a shows material characteristics exemplarily for the steel according to the invention in a Master hot-rolled strip thickness of 2.30 mm with variable degree of rolling after cold rolling, transversely and longitudinally to the rolling direction (tabular),
  • FIG. 8b shows material parameters, by way of example, for the steel according to the invention with a master hot-rolled strip thickness of 2.30 mm with variable degree of rolling after cold rolling, transversely to the rolling direction (graphically),
  • FIG. 8c Material characteristic values of the steel according to the invention by way of example with a master hot strip thickness of 2.30 mm with variable degree of rolling after cold rolling, along the rolling direction (graphically) and
  • FIG. 9 Schematic representation of the subperature quality chain (base alloy is the HCT500XD; by increasing the quantities added and additives the change to other grades or corresponding thicknesses of sheet metal occurs).
  • 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 (final rolling temperature) is the
  • the pickled hot strip can be galvanized or cold rolled and galvanized with different degrees of rolling. Also, annealed hot strip or
  • Material can also be optionally processed without hot dip finishing, ie only in the context of 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.
  • a complex component can now be produced. This is followed by the hardening process, in which the invention is cooled in air.
  • Tempering stage complete the thermal treatment of the component.
  • FIG. 2 shows in examples 1 to 5 the alloy compositions of the examined steels, depending on the cold strip thickness to be produced (final thickness). From a Masterwarmbanddicke of 2.30 mm were different thicknesses
  • Example 2 for a cold-rolled strip with a thickness of 1.80 mm
  • Example 3 for a cold-rolled strip thickness of 1.50 mm
  • Example 4 for a cold-rolled strip with a thickness of 1.20 mm
  • the Example 5 for cold strip with a thickness of 1, 00 mm.
  • FIG. 3 shows schematically the time-temperature profile of the process steps
  • Alloy composition Shown is the time- and temperature-dependent transformation for the hot rolling process as well as for a heat treatment after cold rolling, component manufacturing, tempering and optional tempering.
  • FIG. 4 shows the ratio of hot strip thickness to cold strip thickness (final thickness) (FIG. 4a) and degree of abrading based on cold strip thickness (final thickness) (FIG. 4b) by way of example for the prior art.
  • FIG. 5 shows the ratio of hot strip thickness to cold strip thickness (final thickness) (FIG. 5a) and degree of abrading based on cold strip thickness (final thickness) (FIG. 5b) as an example for the steel according to the invention at a master hot strip thickness.
  • FIG. 6 shows the ratio of hot strip thickness to cold strip thickness (FIG. 6a) and degree of abrading based on cold strip thickness (final thickness) (FIG. 6b) as an example for the steel according to the invention at a master cold strip thickness (a specific final thickness to be achieved for the cold-rolled steel strip).
  • FIG. 7 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.
  • Process 1 shows the annealing and cooling of the steel strip produced and cold-rolled to final thickness in a continuous annealing plant.
  • 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 followed by the annealing temperature a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s up to a
  • the steel strip is cooled at a cooling rate between about 2 and 30 ° C / s until reaching room temperature (RT) in air or the cooling at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s is maintained up to room temperature ,
  • the method 2 ( Figure 7b) shows the process according to method 1, but the cooling of the steel strip for the purpose of a hot dip finishing briefly interrupted when passing through the hot dipping vessel, then the cooling at a cooling rate between about 15 and 100 ° C / s up to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C continue. 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 2 corresponds to a calcination, for example, a hot-dip galvanizing combined direct-fired furnace and radiant tube furnace, as described in Figure 7b.
  • Process 3 (FIG. 7c) likewise shows the process according to process 1 in a hot dipping refinement, but the cooling of the steel strip is interrupted by a short pause (about 1 to 20 s) at an intermediate temperature in the range from about 200 to 400 ° C and heated again to the temperature (ST) necessary for hot dip refining (about 400 to 470 ° C). Subsequently, the steel strip is again cooled to an intermediate temperature of about 200 to 250 ° C. With a cooling rate of about 2 and 30 ° C / s takes place until reaching the
  • the method 3 corresponds for example to a process management in one
  • FIG. 8 shows in tabular form (FIG. 8a) and graphically the material characteristics by way of example for the steel according to the invention at a master hot strip thickness of 2.30 mm with variable degree of rolling after cold rolling, transversely (FIG. 8b) and longitudinal (FIG. 8c) to the rolling direction by way of example for processing according to method 3 (FIG. 7c).
  • Rolling grades vary from 13% to 35% for cold rolling in a single cold rolling step and 55% (30% + 25%) and 68% (35 + 33%) with two cold rolling. It is impressively shown that, for very low degrees of deformation as well as for the very different degrees of deformation, relatively uniform values of tensile strength and yield strength are provided, which are provided with the usual fluctuation width, transversely and longitudinally to the rolling direction.
  • Example 1 (2.00 mm cold strip from 2.30 mm master heat tape)
  • the material was previously hot rolled at a final rolling target temperature of 910 ° C and at a reel target temperature of 650 ° C with a
  • the master heat-treated band thickness of 2.30 mm and, after pickling, without additional heat treatment (such as bell annealing) are cold-rolled to 2.00 mm in one pass (13% rolling).
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 65%.
  • the yield ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 63%.
  • the material characteristics along the rolling direction would, for example, a
  • Example 2 (1.80 mm cold strip from 2.30 mm master warming belt)
  • the material was previously hot rolled at a final rolling target temperature of 910 ° C and coiled at a coiler temperature of 650 ° C with a master hot strip thickness of 2.30 mm and after pickling without additional heat treatment (such as bell annealing) to 1.80 mm in one pass cold-rolled (degree of reduction 22%).
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 66%.
  • the material characteristics transverse to the rolling direction would correspond for example to a HC660XD.
  • the yield ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 64%.
  • the material characteristics along the rolling direction would, for example, a
  • Example 3 (1.50 mm cold strip from 2.30 mm master heat tape)
  • the material was previously hot rolled at a final rolling target temperature of 910 ° C and coiled at a reel target temperature of 650 ° C with a master hot strip thickness of 2.30 mm and after pickling without additional heat treatment (such as bell annealing) to 1, 50 mm in one Passage cold rolled (degree of rolling 35%).
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 68%.
  • the material characteristics transverse to the rolling direction would correspond for example to a HC660XD.
  • the yield ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 67%.
  • the material characteristics along the rolling direction would, for example
  • Example 4 (1.20 mm cold strip from 2.30 mm master heat tape)
  • the material was previously hot rolled at a final rolling target temperature of 910 ° C and coiled at a coiler temperature of 650 ° C with a master hot strip thickness of 2.30 mm and after pickling without additional heat treatment (such as bell annealing) to 1.20 mm in two Cold rolled passages (degrees of finish 30% and 25%).
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 60%.
  • the material characteristics transverse to the rolling direction would correspond for example to a HC660XD.
  • the yield ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 60%.
  • the material characteristics along the rolling direction would, for example, a
  • the material was previously hot rolled at a final rolling target temperature of 910 ° C and coiled at a coiler temperature of 650 ° C with a master hot strip thickness of 2.30 mm and after pickling without additional heat treatment (such as bell annealing) to 1.00 mm in two Cold rolled passages (rolling degrees 35% and 33%).
  • the yield ratio Re / Rm in the transverse direction was 67%.
  • the material characteristics transverse to the rolling direction would correspond for example to a HC660XD.
  • the yield ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 68%.
  • the material properties along the rolling direction would, for example, a
  • FIG. 9 shows the basic illustration of an underperitectic quality chain with the basic analysis of a HCT500XD, which is based on the fact that a change to other grades with respect to their minimum tensile strength (s) or corresponding sheet thickness ranges is possible by increasing the addition amounts and addition substances.

Abstract

Die Erfindung betrifft einen höchstfesten Mehrphasenstahl mit Dualphasengefüge oder Komplexphasengefüge sowie geringen Anteilen von Restaustenit insbesondere für den Fahrzeugleichtbau, ein Verfahren zur Herstellung von kaltgewalzten Stahlbändern aus einem solchen Stahl sowie damit hergestellte Stahlbänder. In Bezug auf ein neues Legierungskonzept mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Kaltbändern erweitert werden kann, wird ein Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 980 MPa enthaltend (Gehalte in Gew.-%): C ≥ 0,075 bis ≤ 0,115, Si ≥ 0,400 bis ≤ 0,500, Mn ≥ 1,900 bis ≤ 2,350, Cr ≥ 0,250 bis ≤ 0,400, Al ≥ 0,005 bis ≤ 0,060, N ≥ 0,0020 bis ≤ 0,0120, S ≤ 0,0020, Nb ≥ 0,005 bis ≤ 0,060, Ti ≥ 0,005 bis ≤ 0,060, B > 0,0005 bis ≤ 0,0010, Mo> 0,200 bis ≤ 0,300, Ca > 0,0010 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 Glühung, insbesondere Durchlaufglühung, von Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn+Si+Cr ≥ 2,500 bis ≤ 3,250 Gew.-% beträgt.

Description

Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
Beschreibung
Die Erfindung betrifft einen höchstfesten Mehrphasenstahl mit Dualphasengefüge oder Komplexphasengefüge sowie geringen Anteilen von Restaustenit mit
verbesserten Eigenschaften bei der Herstellung und der Verarbeitung insbesondere für den Fahrzeugleichtbau gemäß dem Oberbegriff des Patentanspruches 1 .
Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung von kaltgewalzten Stahlbändern aus einem solchen Stahl gemäß Anspruch 18 sowie damit hergestellte Stahlbänder gemäß Anspruch 34. Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit einer Zugfestigkeit im Bereich von mindestens 980 MPa zur Herstellung von Bauteilen, die eine verbesserte
Umformbarkeit, wie zum Beispiel erhöhte Lochaufweitung (xpand®) und erhöhte Biegewinkel sowie verbesserte Schweißeigenschaften aufweisen. Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller ständig nach Lösungen zur Senkung des Flottenkraftstoffverbrauches unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu suchen. Dabei spielt einerseits die
Gewichtsersparnis aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle
andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung im Betrieb wie auch im Crashfall. Dieser Notwendigkeit versuchen die Vormaterial-Lieferanten dadurch Rechnung zu tragen, dass durch die Bereitstellung höchstfester Stähle mit geringerer Blechdicke das Gewicht der Fahrzeugkomponenten bei gleichem und eventuell sogar
verbessertem Bauteilverhalten reduziert werden kann.
Diese neu entwickelte Stähle müssen neben der geforderten Gewichtsreduzierung den hohen Materialanforderungen bezüglich Dehngrenze, Zugfestigkeit und
Bruchdehnung sowie Bake-Hardening-Index genügen wie auch den
Bauteilanforderungen nach Kantenrissunempfindlichkeit, Energieabsorption sowie definierten Verfestigungen über den Work-Hardening-Effekt und den Bake-Hardening- Effekt aufweisen. Darüber hinaus muss eine gute Verarbeitbarkeit gewährleistet werden. Dies betrifft sowohl die Prozesse beim Automobilhersteller, zum Beispiel Umformen, Schweißen oder Lackieren und auch die Fertigungsprozesse beim Vormateriallieferanten, wie beispielsweise Oberflächenveredelung durch metallische oder organische Beschichtung.
Die an den Stahl Werkstoff geforderte Eigenschaftskombination stellt letztendlich einen bauteilspezifischen Kompromiss aus Einzeleigenschaften dar. Im Fahrzeugbau finden daher zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen
Grundgefüge bestehen, in das eine martensitische Zweitphase und möglicherweise eine weitere Phase mit Bainit und Restaustenit eingelagert ist. Die charakteristischen Verarbeitungseigenschaften der Dualphasenstähle, wie ein sehr niedriges
Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, eine starke
Kaltverfestigung und eine gute Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt.
Zunehmend finden auch Mehrphasenstähle im Automobilbau Anwendung, wie Komplexphasenstähle, ferritisch-bainitische Stähle, bainitische Stähle sowie martensitische Stähle, die unterschiedliche Gefügezusammensetzungen aufweisen. Komplexphasenstähle in warm- bzw. kaltgewalzter Ausführung sind Stähle, die kleine Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen eine extreme Kornfeinung bewirkt wird.
Zum Einsatz kommen diese Stähle aktuell in Struktur-, Fahrwerks- und
crashrelevanten Bauteilen, sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder. Diese Tailor Roiled Blank Leichtbau-Technologie (TRB®) ermöglicht eine signifikante Gewichtsreduktion durch die belastungsangepasste Wahl der Blechdicke über die Bauteillänge.
Die Herstellung von TRB®s mit Mehrphasengefüge ist mit heute bekannten
Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühanlagen für stark variierende Blechdicken allerdings nicht ohne Einschränkungen, wie beispielsweise für die Wärmebehandlung vor dem Kaltwalzen, möglich. In Bereichen unterschiedlicher Blechdicke kann aufgrund eines bei den gängigen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefälles kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.
Sollen Feinbleche erzeugt werden, werden die kaltgewalzten Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen üblicherweise im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der
Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt werden die
Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und
Abkühlgeschwindigkeit, entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt.
Der Abwalzgrad beim Kaltwalzen beschreibt das prozentuale Verhältnis von der Differenz der Warmbandausgangsdicke zur Kaltbandenddicke bezogen auf die Warmbandausgangsdicke. Der Abwalzgrad ist auf die Banddicke bezogen und somit im Sinne einer Dickenreduktion zu verstehen.
Üblicherweise sind die Abwalzgrade beim Kaltwalzen relativ konstant, sie betragen bei dickeren Bändern von über 2 mm bis zu ca. 40 % und bis zu ca. 60 % bei Bändern bis 1 mm Dicke. Zur Erreichung der von den Normen geforderten technologischen Kennwerte wird bei der Durchlaufglühbehandlung zur Sicherstellung einer
ordnungsgemäßen Rekristallisation, im Durchschnitt ein Kaltwalzgrad von 50% benötigt. Unterschreitungen bzw. Überschreitungen führen bei den klassischen Stählen zu schwankenden technologischen Kennwerten, wie bei den TRB®'s beschrieben.
Zur Erzielung eines feinkörnigen Gefüges nach dem Durchlaufglühvorgang wird bekanntermaßen in Abhängigkeit von der Rekristallisationstemperatur ein
Mindestkaltwalzgrad eingestellt, um eine entsprechende Versetzungsdichte für die Rekristallisationsglühung einzustellen.
Ist der Abwalzgrad zu gering (auch in lokalen Bereichen), kann die kritische Schwelle zur Rekristallisation nicht überwunden werden und das Gefüge nicht gefeint werden. Durch unterschiedliche Korngrößen im Kaltband stellen sich auch nach der
Rekristallisation unterschiedliche Korngrößen im finalen Gefüge ein, was zu
Kennwertschwankungen führt. Verschieden große Körner können beim Abkühlen von der Ofentemperatur zu unterschiedlichen Phasenbestandteilen umwandeln und für eine weitere Inhomogenität sorgen.
Zur Erreichung des jeweils geforderten Gefüges wird das Kaltband im
Durchlaufglühofen auf eine Temperatur aufgeheizt, bei der sich während der
Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung (zum Beispiel Dual- oder
Komplexphasengefüge) einstellt.
Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Kaltbandes schmelztauchverzinkt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einer kontinuierlichen Feuerverzinkungsanlage, bei der die Wärmebehandlung oder Glühung und die nachgeschaltete Verzinkung in einem kontinuierlichen Prozess stattfinden. Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern mit zum Beispiel aus den Schriften EP 2 028 282 A1 und EP 2 031 081 A1 bekannten
Legierungskonzepten für höchstfeste Dualphasenstähle mit Mindestzugfestigkeiten von ca. 980 MPa, besteht das Problem, dass nur ein kleines Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden ist. Damit sind bereits bei minimalen
Querschnittsänderungen (Dicke, Breite) Anpassungen der Prozessparameter für das Erreichen gleichmäßiger mechanischer Eigenschaften erforderlich.
Bei aufgeweiteten Prozessfenstern sind bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich.
Dies betrifft neben flexibel gewalzten Bändern mit unterschiedlichen Blechdicken über die Bandlänge vor allen Dingen auch Bänder mit unterschiedlicher Dicke und/oder unterschiedlicher Breite, die nacheinander geglüht werden müssen.
Eine homogene Temperaturverteilung ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen nur schwierig zu erreichen. Dies kann bei Legierungszusammensetzungen mit zu kleinen Prozessfenstern bei der Durchlaufglühung dazu führen, dass beispielsweise das dünnere Band zu langsam durch den Ofen gefahren wird und dadurch die Produktivität gesenkt wird, oder dass das dickere Band zu schnell durch den Ofen gefahren wird und die erforderliche Glühtemperatur für das gewünschte Gefüge nicht erreicht wird. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss. Der entscheidende Prozessparameter bei Material mit einem relativ konstanten Abwalzgrad beim Kaltwalzen ist daher die Einstellung der Geschwindigkeit bei der Durchlaufglühung, da die Phasenumwandlung temperatur- und zeitabhängig abläuft. Je unempfindlicher der Stahl in Bezug auf die Gleichmäßigkeit der mechanischen Eigenschaften bei Änderungen im Temperatur- und Zeitverlauf bei der
Durchlaufglühung ist, desto größer ist somit das Prozessfenster.
Besonders gravierend wird das Problem eines zu engen Prozessfensters bei der Glühbehandlung von Kaltbändern, die zu geringe oder zu hohe Abwalzgrade beim Kaltwalzen aufweisen, wie auch bei der Glühbehandlung von Bändern mit über die Bandlänge variierenden Blechdicken für die Herstellung belastungsoptimierter Bauteile aus Warm- oder Kaltband.
Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird beispielsweise in der DE 100 37 867 A1 beschrieben.
Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte für die Gruppe der
Mehrphasenstähle ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim
Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich, über die gesamte Bandlänge des Bandes gleichmäßige mechanische Eigenschaften zu erreichen. Komplexphasenstähle weisen zudem ein noch engeres Prozessfenster auf als Dualphasenstähle.
Relativ homogene mechanisch-technologische Eigenschaften von verschiedenen Kaltbändern mit variablen Abwalzgraden beim Kaltwalzen einzustellen, ist mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen. Der für die Rekristallisationsglühung notwendige Abwalzgrad beim Kaltwalzen führt zu einer sehr deutlichen Einschränkung in der Flexibilität der Materialerzeugung innerhalb der gesamten Prozesskette. Bereits die finale Kaltbanddicke legt die Dicke des Warmbandes und somit die Warmbandfertigungsparameter fest. Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus Mehrphasenstählen bekannter
Zusammensetzungen weisen wegen des zu kleinen Prozessfensters die Bereiche mit geringerer Blechdicke aufgrund der Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung entweder zu hohe Festigkeiten durch zu große Martensitanteile auf oder die Bereiche mit größerer Blechdicke 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. Die bekannten Legierungskonzepte für Mehrphasenstähle sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb insbesondere für die Kaltbandfertigung mit variablen Abwalzgraden beim Kaltwalzen, sowie für flexibel gewalzte Bänder, ungeeignet. Aus der Offenlegungsschrift DE 10 2012 002 079 A1 ist ein höchstfester
Mehrphasenstahl mit Mindestzugfestigkeiten von 950 MPa bekannt, der zwar schon ein sehr breites Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aufweist, es hat sich jedoch gezeigt, dass auch mit diesem Stahl variable
Abwalzgrade mit einer einzigen Warmbanddicke (Masterwarmbanddicke) unter Realisierung gleichmäßiger Werkstoffeigenschaften nicht zu erreichen sind.
Mit den bekannten Legierungskonzepten sind daher derzeit nur Stähle einer
Festigkeitsklasse mit definierten Warmband- und Kaltbandquerschnittsbereichen (Blechdicke und Bandbreite) herstellbar, so dass für unterschiedliche
Festigkeitsklassen und/oder Querschnittsbereiche veränderte Legierungskonzepte notwendig sind.
Stand der Technik ist auch, dass eine Zunahme der Festigkeit durch das
mengenmäßige Steigern von Kohlenstoff und/oder Silizium und/oder Mangan und eine Zunahme der Festigkeit über die Gefügeeinstellungen und die
Mischkristallverfestigung (Mischkristallhärtung) erreicht wird.
Durch die Mengensteigerung der vorgenannten Elemente verschlechtern sich jedoch zunehmend die Materialverarbeitungseigenschaften, beispielsweise beim Schweißen, Umformen und Schmelztauchveredeln. Bei der Stahlherstellung zeigt sich allerdings ein Trend zur Reduzierung des
Kohlenstoff- und/oder Mangangehaltes, um eine verbesserte Kaltverarbeitung sowie bessere Gebrauchseigenschaften zu erreichen.
Ein Beispiel ist der Lochaufweittest zur Beschreibung und Quantifizierung des Kantenrissverhaltens. Bei entsprechend optimierten Güten erwartet der
Stahlanwender höhere Werte als beim Standardmaterial. Aber auch die
Schweißeignung charakterisiert durch das Kohlenstoffäquivalent, rückt weiter in den Fokus.
Von der Automobilindustrie werden zunehmend Stahlgüten nachgefragt mit je nach Anwendungsfall deutlich unterschiedlichen Anforderungen hinsichtlich der
Streckgrenze (Re)/Dehngrenze (Rp0,2). Das führt zu Stahlentwicklungen mit vergleichsweise großem Streckgrenzenintervall bei üblichem Zugfestigkeitsintervall.
Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen. Ein höheres Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) wie es für Komplexphasenstähle typisch ist, zeichnet sich auch durch den Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten der einzelnen
Gefügebestandteile zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt.
Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit
Mindestzugfestigkeiten von 980 MPa ist sehr vielfältig und zeigt sehr große
Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Mangan, Phosphor, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän, wie auch in der Zugabe von Mikrolegierungen einzeln oder in Kombinationen, sowie in den
materialcharakterisierenden Eigenschaften.
Das Abmessungsspektrum ist breit und liegt im Dickenbereich von 0,50 bis 3,00 mm, wobei mengenmäßig der Bereich zwischen 0,80 bis 2,10 mm relevant ist. Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues Legierungskonzept für einen höchstfesten Mehrphasenstahl, ein Verfahren zur Herstellung eines
Stahlbandes aus diesem höchstfesten Mehrphasenstahl und ein nach diesem
Verfahren hergestelltes Stahlband anzugeben, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Kaltbändern so erweitert werden kann, dass aus einer vorgegebenen Warmbanddicke (Masterwarmbanddicke) unterschiedliche
Kaltbanddicken beziehungsweise aus verschiedenen Warmbanddicken eine
Kaltbanddicke (Masterkaltbanddicke) gefertigt werden können, das heißt es sollen anstelle relativ konstanter Abwalzgrade variable Abwalzgrade beim Kaltwalzen Anwendung finden. Hierbei sollen möglichst gleichmäßige Werkstoffeigenschaften unabhängig vom eingestellten Kaltwalzgrad erreicht werden.
Zudem soll das Prozessfenster für die Glühung, insbesondere Durchlaufglühung, von auf Enddicke gewalzten Stahlbändern so erweitert werden, dass neben Bänder mit unterschiedlichen Querschnitten auch Stahlbänder mit über Bandlänge und ggf.
Bandbreite variierender Dicke mit möglichst homogenen mechanisch-technologischen Eigenschaften erzeugt werden können.
Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe gelöst durch einen höchstfesten Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 980 MPa mit folgenden Gehalten in Gew.-%:
C > 0,075 bis < 0,1 15
AI > 0,005 bis < 0,060
Si > 0,400 bis < 0,500
Mn > 1 ,900 bis < 2,350
S < 0,0020
Cr > 0,250 bis < 0,400
Mo > 0,200 bis 0,300
Ti > 0,005 bis < 0,060
Nb > 0,005 bis < 0,060
B > 0,0005 bis < 0,0010
N > 0,0020 bis < 0,0120
Ca > 0,0010 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 Glühung, insbesondere Durchlaufglühung, von Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn+Si+Cr > 2,500 bis < 3,250 Gew.-% beträgt.
Mit dem erfindungsgemäßen Legierungskonzept werden die mechanischtechnologischen Eigenschaften in einem engen Bereich für Kaltbänder mit variablen Abwalzgraden beim Kaltwalzen sicher erreicht. Der Abwalzgrad ist auf die Banddicke bezogen und somit im Sinne einer Dickenreduktion zu verstehen. Maßgebend hierfür ist eine ausgewählte eng gehaltene Legierungszusammensetzung mit Schwerpunkt auf einen eingeschränkten und sehr engen Bor-Gehalt, der sich als sehr effektiv zur Erreichung gleichmäßiger Werkstoffeigenschaften bei unterschiedlichen
Kaltwalzgraden herausgestellt hat.
Darüber hinaus werden die darstellbaren mechanisch-technologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und Bandlänge durch die gesteuerte
Einstellung der Volumenanteile der Gefügephasen erreicht. Des Weiteren kann die bisherige Herstellungsphilosophie, dass die finale
Kaltbanddicke (Enddicke) die notwendige Warmbanddicke bestimmt, dahin gehend verlassen werden, dass für verschiedene Kaltbanddicken nur noch eine ausgewählte Masterwarmbanddicke benötigt wird. Es ist aber auch vorteilhaft möglich, eine zu erzielende Kaltbanddicke aus unterschiedlichen Warmbanddicken analog
herzustellen. Dies steigert in erheblichem Maße die Flexibilität in der Fertigung und verringert zudem die Produktionskosten.
Der erfindungsgemäße Stahl bietet zudem den Vorteil eines deutlich vergrößerten Prozessfensters im Vergleich zu den bekannten Stählen. Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kaltband mit
Mehrphasengefüge. Somit können für durchlaufgeglühte Kaltbänder homogenere mechanisch-technologische Eigenschaften bei Bändern mit variablen Abwalzgraden beim Kaltwalzen, sowie im Band oder im Übergangsbereich zweier Bänder auch bei unterschiedlichen Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern gewährleistet werden. Erfindungsgemäß kann aus dem erfinderischen Mehrphasenstahl ein Stahlband hergestellt werden, in dem aus dem Mehrphasenstahl ein Warmband erzeugt wird, aus dem Warmband das Stahlband mit der zu erzielenden Enddicke kaltgewalzt wird und anschließend das Stahlband geglüht, insbesondere durchlaufgeglüht, wird.
Die Eigenschaften des Mehrphasenstahls machen es möglich, dass ausgehend von einem ausgewählten Masterwarmband mit einer bestimmten Dicke beziehungsweise ausgewählten Warmbändern mit verschiedenen Dicken in einen weiten Bereich von Abwalzgraden von 10 % bis 70 % Stahlbänder mit der zu erzielenden Enddicke kaltgewalzt werden.
Hierbei wird erfindungsgemäß in Abhängigkeit von der zu erzielenden Enddicke des Stahlbandes die chemische Zusammensetzung des Mehrphasenstahls gewählt.
Somit ist es möglich, innerhalb von wählbaren Dickenabstufungen des zu erzielenden Kaltbandes aus einem Masterwarmband mit einer Dicke entsprechende Kaltbänder mit einer oder mehreren Enddicken oder aber aus unterschiedlichen
Warmbanddicken ein Masterkaltband mit einer einheitlichen Dicke zu erzeugen. Zur Erreichung von gleichmäßigen mechanischen Eigenschaften hat sich als vorteilhaft heraus gestellt, dass das Stahlband auf eine Enddicke von 0,50 mm bis 3,00 mm kaltgewalzt wird und in Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke zuvor die chemische Zusammensetzung des Mehrphasenstahls wie folgt gewählt wird:
Enddicke 0,50 mm bis einschließlich 1 ,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,500 bis < 3,100 Gew.-%,
Enddicke über 1 ,00 mm bis einschließlich 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,650 bis < 3,150 Gew.-%
Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,700 bis < 3,250 Gew.-%. Die zu erzielende Enddicke des Stahlbandes steht somit im Zusammenhang mit der Legierungszusammensetzung des aus dem Mehrphasenstahl hergestellten Warmbandes.
Außerdem als vorteilhaft hat sich heraus gestellt, dass in Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke die chemische Zusammensetzung des Mehrphasenstahls wie folgt gewählt wird: Enddicke 0,50 mm bis einschließlich bis 1 ,00 mm: C-Gehalt < 0,100 Gew.-% und Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,62%,
Enddicke über 1 ,00 mm bis einschließlich 2,00 mm: C-Gehalt < 0,105 Gew.-% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,64%,
Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm: C-Gehalt < 0,1 15 Gew.-% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,66%.
Hierbei wird das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) nach der Formel
CEV (NW) = % C + % Mn/6 + (% Cu + % Ni) / 15 + ( % Cr + % Mo + % V) / 5 berechnet.
Auch als vorteilhaft hat sich ergeben, dass in Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke die chemische Zusammensetzung des Mehrphasenstahls wie folgt gewählt wird:
Enddicke 0,50 mm bis einschließlich bis 1 ,00 mm: Mn-Gehalt > 1 ,900 bis < 2,200 Gew.-%,
Enddicke über 1 ,00 mm bis einschließlich 2,00 mm: Mn-Gehalt > 2,050 bis < 2,250 Gew.-%, Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm: Mn-Gehalt > 2,100 bis < 2,350 Gew.-%.
Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen Bandquerschnitten wie auch für Bänder mit variierender Blechdicke über Bandlänge bzw. Bandbreite. Zum Beispiel ist damit eine Prozessierung von Kaltbändern mit variablen Abwalzgraden beim Kaltwalzen möglich.
Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren erzeugte höherfeste und höchstfeste Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Blechdicken erzeugt, können aus diesem Material vorteilhaft belastungsoptimierte Bauteile
umformtechnisch hergestellt werden.
Das erzeugte Material kann als Kaltband über eine Feuerverzinkungslinie oder eine reine Durchlaufglühanlage erzeugt werden im dressierten und undressierten und auch im wärmebehandelten Zustand (Überalterung) sowie im gereckten und nicht gereckten Zustand (Streckbiegerichten).
Gleichzeitig besteht die Möglichkeit, durch gezielte Variierung der Prozessparameter die Gefügeanteile so einzustellen, dass Stähle in unterschiedlichen Festigkeitsklassen, beispielsweise mit Streckgrenzen zwischen 550 MPa und 950 MPa, sowie Zugfestigkeiten zwischen 980 MPa und 1 140 MPa darstellbar sind.
Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung können Stahlbänder durch eine interkritische Glühung zwischen Ac1 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 mit zusätzlicher
Schmelztauchveredelung) gibt es erfindungsgemäß unterschiedliche Ansätze für eine Wärmebehandlung.
Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das auf Enddicke kaltgewalzte Stahlbband 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 (siehe Verfahren 1 , Figur 7a).
Alternativ kann mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s von der Zwischentemperatur von 300 bis 500°C bis auf Raumtemperatur abgekühlt werden.
Bei einer Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Die Kühlung wird wie oben beschrieben 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 (siehe Verfahren 2, Figur 7b).
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 (siehe Verfahren 3, Figur 7c).
Bei den 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, Molybdän und Chrom sowie Niob, Titan und vor allem Bor sichert einerseits die geforderten mechanischen
Eigenschaften wie Mindestzugfestigkeiten von 980 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 < 0,1 15 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. Begleitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind, bzw.
herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen. Wasserstoff (H) kann als einziges Element ohne Gitterverspannungen zu erzeugen durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im
Eisengitter relativ beweglich ist und während der 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. Vorzugsweise sollte P < 0,020 Gew.-% sein.
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 sehr geringen Gehalt an Schwefel in der Schmelze, beispielsweise 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, wie zum Beispiel zu ausgeprägten Martensitzeilen statt verteilter
Martensitinseln, anisotropem Werkstoffverhalten, verminderter Bruchdehnung.
Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf < 0,0020 Gew.-% bzw. vorteilhafterweise auf < 0,0015 Gew.-%, optimal auf < 0,0010 Gew.-% begrenzt. Legierungselemente 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 0,230 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□- 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 an zum Beispiel hohe Lochaufweitung und Biegewinkel sowie verbesserte Schweißbarkeit zu erfüllen, enthält der erfindungsgemäße Stahl Kohlenstoffgehalte von < 0,1 15 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 aber auch 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 (Delayed fracture free) sicherzustellen, werden deshalb der minimale C- Gehalt auf 0,075 Gew.-% und der maximale C-Gehalt auf 0,1 15 Gew.-% festgelegt, vorteilhaft sind Gehalte mit einer querschnittsabhängigen Differenzierung, wie:
Enddicke 0,50 mm bis einschließlich 1 ,00 mm (C < 0,100 Gew.-%)
Enddicke über 1 ,00 mm bis einschließlich 2,00 mm (C < 0,105 Gew.-%)
Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm (C < 0,1 15 Gew.-%). Silizium (Si) 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 beispielsweise der von Mangan (0,16 im Vergleich zu 0,87). Seigerungen führen allgemein zu einer zeiligen Anordnung der Gefügebestandteile, welche die
Umformeigenschaften, wie zum Beispiel 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 MPa, 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. 20 MPa in der Streckgrenze und ca. 70 MPa in der Zugfestigkeit. Die Bruchdehnung nimmt dabei um etwa 2% 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 so 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 zum Beispiel 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 Korn vergröberung 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 0,400 bis 0,500% 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 Kaltbandes bewirken die atmosphärischen Bedingungen während der Glühbehandlung in einer kontinuierlichen
Schmelztauchbeschichtungsanlage eine Reduktion von Eisenoxid, das sich beispielsweise beim Kaltwalzen oder infolge der Lagerung bei Raumtemperatur auf der Oberfläche ausbilden kann. Für sauerstoffaffine Legierungsbestandteile, wie zum Beispiel 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. Des Weiteren kann durch eine verschlechterte
Benetzungsreaktion mit der Folge einer unzureichenden Hemmschichtausbildung die Adhäsion der Zink- bzw. Zinklegierungsschicht auf dem Stahlsubstrat vermindert werden.
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 chemischmechanische 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 7c), 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 p02 > -5*Si"0'25 - 3*Mn"0'5 -0,1 *Cr"°'5 -7*(-ln B)0,5 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 7b), 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. Diese 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 zum Beispiel 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 > -5*Si"0'3 - 2!2*Mn"°'45 -0!rCr"°'4 -12!5*(-ln B)0'25
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 0,400 Gew.- % und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,500 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 α-/γ- Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen. Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Mehrphasenstählen, wie beispielsweise 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 (zum Beispiel MnO) und/oder Mn-Mischoxide (zum Beispiel 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 ,900 bis 2,350 Gew.-% festgelegt. Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft, eine
banddickenabhängige Differenzierung des Mangangehaltes einzuhalten. Bei einer Enddicke von 0,50 mm bis einschließlich 1 ,00 mm liegt der Mangan-Gehalt bevorzugt in einem Bereich zwischen > 1 ,900 bis < 2,200 Gew.-%, bei Enddicken von 1 ,00 bis einschließlich 2,00 mm zwischen > 2,050 bis < 2,250 Gew.-% und bei Enddicken von 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm zwischen > 2,100 Gew.-% bis < 2,350 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, yield 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 und die Zugfestigkeit (engl, tensile strength, TS) ergeben: YS (MPa) = 185 + 147,9 [Gew.-%Si] + 161 ,1 [Gew.-%Mn]
TS (MPa) = 574 + 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 0,250 bis 0,400 Gew.-% festgelegt. Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän führt ähnlich wie die 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 zwischen mehr als 0,200 bis 0,300 Gew.-% eingestellt. Aus Kostengründen wird der Mo-Gehalt vorteilhaft auf einen Bereich zwischen mehr als 0,200 und 0,250 Gew.-% eingestellt.
Als Kompromiss zwischen den geforderten mechanischen Eigenschaften und Schmelztauchbarkeit hat sich als vorteilhaft für das erfindungsgemäße
Legierungskonzept ein Summengehalt von Mo+Cr von < 0,650 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 (AI) 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 (TRIP-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 0,005 bis maximal 0,060 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.-% Niob am deutlichsten. Die Ausscheidungen verhindern außerdem das Kornwachstum während der (Teil) Austenitisierung in der Feuerverzinkung. Oberhalb von 0,060 Gew.-% Niob ist kein zusätzlicher Effekt zu erwarten. Als vorteilhaft haben sich Gehalte von 0,025 bis 0,045 Gew.-%
herausgestellt.
Titan (Ti): 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 0,060 Gew.-% Titan erzielt, daher stellt dies die
erfindungsgemäße Legierungsspanne dar. Hierfür haben sich Gehalte von 0,025 bis 0,045 Gew.-% als vorteilhaft herausgestellt.
Bor (B): Bor ist ein extrem effektives Legierungsmittel zur Realisierung variabler Abwalzgrade. In Versuchen hat sich überraschend gezeigt, dass der
erfindungsgemäß sehr enge Bereich für die Zugabe von Bor eine ausgeprägte Wirkung hinsichtlich der Gleichmäßigkeit der mechanischen Eigenschaften der erzeugten Kaltbänder mit variablem Abwalzgrad in der nachfolgenden Prozessierung aufweist. Diese ausgeprägte Wirkung führt erst zu der Möglichkeit, anstelle mit einem relativ konstanten Abwalzgrad beim Kaltwalzen definierte Kennwertbereiche nach den Prozessschritten (Bild 7a, 7b bzw. 7c) auch beim Material mit variablen Abwalzgraden auf Basis einer Masterwarmbanddicke bzw. auf Basis einer Masterkaltbanddicke einzustellen. Zudem ist Bor ein effektives Element zur Härtbarkeitssteigerung, das bereits in sehr geringen Mengen 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 mehr als 0,0005 bis 0,0010 Gew.-% festgelegt, vorteilhaft auf werte < 0,0009 bzw. optimal auf > 0,0006 Gew.-% bis < 0,0009 Gew.- %
Stickstoff (N) 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 Stickstoff in Abhängigkeit von der Summe aus Ti+Nb+B zugegeben wird.
Bei einem Summengehalt von Ti+Nb+B von > 0,010 bis < 0,070 Gew.-% sollte der Gehalt an Stickstoff auf Werte von > 0,0020 bis < 0,0090 Gew.-% eingehalten werden. Für einen Summengehalt aus Ti+Nb+B von > 0,070 Gew.-% haben sich Stickstoffgehalte von > 0,0040 bis < 0,0120 Gew.-% als vorteilhaft erwiesen.
Für die Summengehalte an Niob und Titan haben sich Gehalte von < 0,100 Gew.-% als vorteilhaft und wegen der prinzipiellen Austauschbarkeit von Niob und Titan bis zu einem minimalen Niobgehalt von 0,0010 Gew.-% sowie aus Kostengründen besonders vorteilhaft von < 0,090 Gew.-% erwiesen.
Beim Zusammenspiel der Mikrolegierungselemente Niob sowie Titan mit Bor haben sich Summengehalte von < 0,102 Gew.-% als vorteilhaft und besonders vorteilhaft von < 0,092 Gew.-% erwiesen. Höhere Gehalte wirken sich nicht mehr verbessernd im Sinne der Erfindung aus. Als Summengehalte von Ti+Nb+V+Mo+B haben sich des weiteren maximale Gehalte von < 0,365 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
erfindungsgemäß zu besseren Eigenschaften im Endprodukt.
Aus den genannten Gründen wird ein Ca-Gehalt von > 0,0010 bis < 0,0060 Gew.-% eingestellt. Als vorteilhaft haben sich Gehalte < 0,0030 Gew.-% herausgestellt.
Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen wurde
herausgefunden, dass bei einer interkritischen Glühung zwischen Ac1 und Ac3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerten
Abkühlung ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 980 MPa in einer Dicke von 0,50 bis 3,00 mm 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 zeigten außerdem, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der interkritischen Glühung zwischen Ac1 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 im dressierten (kaltnachgewalzten) bzw. undressierten Zustand und/oder im
streckbiegegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand und auch im wärmebehandelten Zustand (Überalterung) gefertigt werden. Die Stahlbänder aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung, zeichnen sich außerdem bei der Weiterverarbeitung durch eine hohe
Kantenrissunempfindlichkeit und einen hohen Biegewinkel 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 Winkel zur Walzrichtung) erfolgen und so der Verschnitt minimiert werden. Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten
Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit
Endwalztemperaturen im austenitischen Bereich oberhalb Ar3 und bei
Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt. Im Zuge der Weiterverarbeitung des erfindungsgemäßen Stahlbandes ist es so möglich, ein gehärtetes Bauteil zum Beispiel für die Automobilindustrie herzustellen.
Hierbei wird eine Platine aus einem erfindungsgemäßen Stahlband zugeschnitten, welche anschließend auf eine Temperatur oberhalb Ac3 erwärmt, die erwärmte Platine zu einem Bauteil umgeformt und anschließend in einem Umformwerkzeug oder an Luft gehärtet wird.
Vorteilhaft weist der erfindungsgemäße Stahl die Eigenschaft auf, dass die Härtung schon bei Abkühlung an ruhender Luft erfolgt, so dass eine separate Kühlung des Umformwerkzeuges entfallen kann.
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 Luft bzw. an Schutzgas erfolgt die Ausbildung einer martensitischen Gefügestruktur für ein hochfestes Bauteil. Ein anschließendes Anlassen ermöglicht den Abbau von Eigenspannungen im gehärteten Bauteil. Gleichzeitig wird die Härte des Bauteiles so verringert, dass die geforderten Zähigkeitswerte erreicht werden.
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 chemische Zusammensetzung (Beispiele 1 bis 5) des erfindungsgemäßen Stahls,
Figur 3 Zeit-Temperatur-Verlauf (schematisch) der Prozessschritte Warmwalzen und Kaltwalzen sowie Durchlaufglühen (optional Schmelztauchveredelung) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl,
Figur 4a Verhältnis von Warmbanddicke zu Kaltbanddicke (Enddicke) beispielhaft für den Stand der Technik,
Figur 4b Abwalzgrad bezogen auf Kaltbanddicke (Enddicke) beispielhaft für den Stand der Technik,
Figur 5a Verhältnis von Warmbanddicke zu Kaltbanddicke (Enddicke) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl bei einer Masterwarmbanddicke,
Figur 5b Abwalzgrad bezogen auf Kaltbanddicke (Enddicke) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl bei einer Masterwarmbanddicke,
Figur 6a Verhältnis von Warmbanddicke zu Kaltbanddicke (Enddicke) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl bei einer Masterkaltbanddicke (einer bestimmten zu erzielenden Enddicke des kaltgewalzten Stahlbandes),
Figur 6b Abwalzgrad bezogen auf Kaltbanddicke (Enddicke) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl bei einer Masterkaltbanddicke (einer bestimmten zu erzielenden Enddicke des kaltgewalzten Stahlbandes),
Figur 7a Verfahren 1 , Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch),
Figur 7b Verfahren 2, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch),
Figur 7c Verfahren 3, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch),
Figur 8a Materialkennwerte beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl bei einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm mit variablen Abwalzgrad nach dem Kaltwalzen, quer und längs zur Walzrichtung (tabellarisch),
Figur 8b Materialkennwerte beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl bei einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm mit variablen Abwalzgrad nach dem Kaltwalzen, quer zur Walzrichtung (grafisch),
Figur 8c Materialkennwerte beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl bei einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm mit variablen Abwalzgrad nach dem Kaltwalzen, längs zur Walzrichtung (grafisch) und
Figur 9 Prinzipdarstellung der unterperitektischen Gütenkette (Basislegierung ist der HCT500XD, durch Erhöhung der Zugabemengen und Zugabestoffe erfolgt der Wechsel in andere Güten oder entsprechende Blechdickenbereiche).
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, das heißt nur im Rahmen einer Durchlaufglühung mit und ohne anschließender elektrolytischer 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 in den Beispielen 1 bis 5 die Legierungszusammensetzungen der untersuchten Stähle, abhängig von der zu erzeugenden Kaltbanddicke (Enddicke). Aus einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm wurden unterschiedlich dicke
Kaltbänder erzeugt. Abhängig von der zu erzeugenden Banddicke zeigt das Beispiel
1 die Legierungszusammensetzung für eine Kaltbanddicke von 2,00 mm, das Beispiel
2 für ein Kaltband mit einer Dicke von 1 ,80 mm, das Beispiel 3 für eine Kaltbanddicke von 1 ,50 mm, das Beispiel 4 für ein Kaltband mit einer Dicke von 1 ,20 mm und das Beispiel 5 für Kaltband mit einer Dicke von 1 ,00 mm.
Figur 3 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 4 zeigt das Verhältnis von Warmbanddicke zur Kaltbanddicke (Enddicke) (Figur 4a) und Abwalzgrad bezogen auf Kaltbanddicke (Enddicke) (Figur 4b) beispielhaft für den Stand der Technik.
Figur 5 zeigt das Verhältnis von Warmbanddicke zur Kaltbanddicke (Enddicke) (Figur 5a) und Abwalzgrad bezogen auf Kaltbanddicke (Enddicke) (Figur 5b) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl bei einer Masterwarmbanddicke.
Figur 6 zeigt das Verhältnis von Warmbanddicke zur Kaltbanddicke (Figur 6a) und Abwalzgrad bezogen auf Kaltbanddicke (Enddicke) (Figur 6b) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl bei einer Masterkaltbanddicke (einer bestimmten zu erzielenden Enddicke des kaltgewalzten Stahlbandes).
Die Figur 7 zeigt schematisch drei Varianten der erfindungsgemäßen Temperatur- Zeit-Verläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung und jeweils verschiedene Austenitisierungsbedingungen.
Durch die unterschiedlichen erfindungsgemäßen Temperaturführungen innerhalb der genannten Spannbreite ergeben sich voneinander unterschiedliche Kennwerte bzw. auch unterschiedliche Lochaufweitungsergebnisse sowie Biegewinkel. Prinzipielle Unterschiede sind also die Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der nachgeschalteten Abkühlung.
Das Verfahren 1 (Figur 7a) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten und auf Enddicke kaltgewalzten 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 7b) 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 2 entspricht einer Glühung, beispielsweise einer Feuerverzinkung mit kombiniertem direkt befeuertem Ofen und Strahlrohrofen, wie er in Figur 7b beschrieben ist.
Das Verfahren 3 (Figur 7c) 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. Das Verfahren 3 entspricht beispielsweise einer Prozessführung in einer
Durchlaufglühanlage, wie sie in Figur 7c beschrieben ist. Zudem kann hier mittels Induktionsofen ein Wiederaufheizen des Stahls optional direkt vor dem Zinkbad erreicht werden. Die Figur 8 zeigt tabellarisch (Figur 8a) und grafisch die Materialkennwerte beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl bei einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm mit variablen Abwalzgrad nach dem Kaltwalzen, quer (Figur 8b) und längs (Figur 8c) zur Walzrichtung beispielhaft für eine Prozessierung nach Verfahren 3 (Figur 7c).
Die Abwalzgrade variieren dabei von 13% bis 35% für eine Kaltwalzung in einem einzigen Kaltwalzschritt und 55% (30%+25%) bzw. 68% (35+33%) mit zweimaligem Kaltwalzen. Es zeigt sich eindrucksvoll, dass sowohl für sehr niedrige Umformgrade als auch für die sehr unterschiedlichen Umformgrade relativ gleichmäßige mit üblicher Schwankungsbreite versehene Werte für die Zugfestigkeit und Streckgrenze erreicht werden, quer und längs zur Walzrichtung.
Für die industrielle Fertigung für das Feuerverzinken nach Verfahren 3 nach Figur 7c stehen beispielhaft die nachfolgenden Beispiele im Rahmen von sogenannten Machbarkeitsversuchen:
Beispiel 1 (2,00 mm Kaltband aus 2,30 mm Masterwarmband)
Legierungszusammensetzung in Gew.-% Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,104% C; 0,487% Si; 2,248% Mn; 0,016% P;
0,0009% S; 0,0052% N; 0,043 AI; 0,321 % Cr; 0,214% Mo; 0,0278% Ti; 0,0374% Nb; 0,0007% B; 0,0016% Ca nach Verfahren 3 entsprechend Figur 7c
schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer
Masterwarmbanddicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie zum Beispiel Haubenglühen) auf 2,00 mm in einem Durchgang kaltgewalzt (Abwalzgrad 13%).
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 65%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 689 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1061 MPa
- Bruchdehnung (A80) 1 1 ,4%
- Bake-Hardening-Index (BH2) 52 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 38%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 1 127102° Die Materialkennwerte quer zur Walzrichtung würden beispielsweise einem HC660XD entsprechen.
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag bei 63%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 661 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1044 MPa
- Bruchdehnung (A80) 12,0%
- Bake-Hardening-Index (BH2) 52 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 38%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 1 127102°
Die Material kennwerte längs zur Walzrichtung würden beispielsweise einem
CR590Y980T-DP entsprechen.
Beispiel 2 (1 ,80 mm Kaltband aus 2,30 mm Masterwarmband)
Legierungszusammensetzung in Gew.-%
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,104% C; 0,495% Si; 2,226% Mn; 0,01 1 % P; 0,0008% S; 0,0048% N; 0,052 AI; 0,317% Cr; 0,212% Mo; 0,0381 % Ti; 0,0361 % Nb; 0,0008% B; 0,0019% Ca nach Verfahren 3 entsprechend Figur 7c
schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie zum Beispiel Haubenglühen) auf 1 ,80 mm in einem Durchgang kaltgewalzt (Abwalzgrad 22%).
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 66%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 717 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1089 MPa
- Bruchdehnung (A80) 10,6%
- Bake-Hardening-Index (BH2) 48 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 31 %
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 102 96°
Die Materialkennwerte quer zur Walzrichtung würden beispielsweise einem HC660XD entsprechen. Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag bei 64%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 682 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1067 MPa
- Bruchdehnung (A80) 1 1 ,5%
- Bake-Hardening-Index (BH2) 48 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 31 %
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 102 96°
Die Material kennwerte längs zur Walzrichtung würden beispielsweise einem
CR590Y980T-DP entsprechen.
Beispiel 3 (1 ,50 mm Kaltband aus 2,30 mm Masterwarmband)
Legierungszusammensetzung in Gew.-%
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,102% C; 0,488% Si; 2,170% Mn; 0,012% P; 0,0008% S; 0,0048% N; 0,041 AI; 0,333% Cr; 0,218% Mo; 0,0351 % Ti; 0,0345% Nb; 0,0009% B; 0,0018% Ca nach Verfahren 3 entsprechend Figur 7c
schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie z.B. Haubenglühen) auf 1 ,50 mm in einem Durchgang kaltgewalzt (Abwalzgrad 35%).
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 68%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 725 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1060 MPa
- Bruchdehnung (A80) 1 1 ,2%
- Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 28%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 98792°
Die Materialkennwerte quer zur Walzrichtung würden beispielsweise einem HC660XD entsprechen.
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag bei 67%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 697 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1047 MPa - Bruchdehnung (A80) 12,6%
- Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 28%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 98792°
Die Materialkennwerte längs zur Walzrichtung würden beispielsweise
CR590Y980T-DP entsprechen.
Beispiel 4 (1 ,20 mm Kaltband aus 2,30 mm Masterwarmband)
Legierungszusammensetzung in Gew.-%
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,103% C; 0,493% Si; 2,244% Mn; 0,013% P; 0,0009% S; 0,0049% N; 0,042 AI; 0,332% Cr; 0,226% Mo; 0,0315% Ti; 0,0346% Nb; 0,0007% B; 0,0013% Ca nach Verfahren 3 entsprechend Figur 7c
schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie z.B. Haubenglühen) auf 1 ,20 mm in zwei Durchgängen kaltgewalzt (Abwalzgrade 30% und 25%). Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 60%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 673 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1 1 19 MPa
- Bruchdehnung (A80) 10,2%
- Bake-Hardening-Index (BH2) 78 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 27%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 102794°
Die Materialkennwerte quer zur Walzrichtung würden beispielsweise einem HC660XD entsprechen. Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag bei 60%.
Dehngrenze (Rp0,2) 659 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 1098 MPa
Bruchdehnung (A80) 10,9%
Bake-Hardening-Index (BH2) 78 MPa
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 27% - Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 102794°
Die Material kennwerte längs zur Walzrichtung würden beispielsweise einem
CR590Y980T-DP entsprechen. Beispiel 5 (1 ,00 mm Kaltband aus 2,30 mm Masterwarmband)
Legierungszusammensetzung in Gew.-%
Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,100% C; 0,467% Si; 2,169% Mn; 0,01 1 % P; 0,0008% S; 0,0050% N; 0,043 AI; 0,340% Cr; 0,223% Mo; 0,0293% Ti; 0,0387% Nb; 0,0009% B; 0,0019% Ca nach Verfahren 3 entsprechend Figur 7c
schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Masterwarmbanddicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie z.B. Haubenglühen) auf 1 ,00 mm in zwei Durchgängen kaltgewalzt (Abwalzgrade 35% und 33%).
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 67%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 701 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1042 MPa
- Bruchdehnung (A80) 1 1 ,1 %
- Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 34%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 1 177109°
Die Materialkennwerte quer zur Walzrichtung würden beispielsweise einem HC660XD entsprechen.
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag bei 68%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 695 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 1016 MPa
- Bruchdehnung (A80) 12,1 %
- Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 34%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) 1 177109°
Die Materialkennwerte längs zur Walzrichtung würden beispielsweise einem
CR590Y980T-DP entsprechen. Die Figur 9 zeigt die Prinzipdarstellung einer unterperitektischen Gütenkette mit der Grundanalytik eines HCT500XD, die darauf basiert, dass durch Erhöhung der Zugabemengen und Zugabestoffe ein Wechsel in andere Güten bezüglich ihrer Mindestzugfestigkeit (-sklassen) oder entsprechende Blechdickenbereiche, möglich ist.
Vorstehend ist die Erfindung an Hand von Stahlblechen mit einer zu erzielenden Enddicke von 0,50 mm bis 3,00 mm beschrieben worden. Es ist auch möglich, bei Bedarf Enddicken im Bereich von 0,10 mm bis zu 4,00 mm herzustellen.

Claims

Patentansprüche
1 . Höchstfester Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 980 MPa enthaltend (Gehalte in Gew.-%): c > 0,075 bis < 0,1 15
Si > 0,400 bis < 0,500
Mn > 1 ,900 bis < 2,350
Cr > 0,250 bis < 0,400
AI > 0,005 bis < 0,060
N > 0,0020 bis < 0,0120
S < 0,0020
Nb > 0,005 bis < 0,060
Ti > 0,005 bis < 0,060
B > 0,0005 bis < 0,0010
Mo > 0,200 bis < 0,300
Ca > 0,0010 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 Glühung, insbesondere Durchlaufglühung, von Kaltbändern aus diesem Stahl der Summengehalt von Mn+Si+Cr > 2,500 bis < 3,250 Gew.-% beträgt.
2. Höchstfester Mehrphasenstahl nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Summe aus Mn+Si+Cr > 2,500 bis < 3,100 Gew.-% oder > 2,650 bis < 3,150 Gew.-% oder > 2,700 bis < 3,250 Gew.-% beträgt.
3. Höchstfester Mehrphasenstahl nach Anspruch 1 oder 2 , dadurch gekennzeichnet, dass der B-Gehalt < 0,0009 Gew.-% beträgt, insbesondere der B-Gehalt > 0,0006 bis < 0,0009 Gew.-% beträgt.
4. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der C-Gehalt < 0,100 Gew.-% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,62% betragen oder der C-Gehalt < 0,105 Gew.-% und das
Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) < 0,64% betragen oder der C-Gehalt < 0,1 15 Gew.-% und das Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) < 0,66% betragen.
5 5. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch
gekennzeichnet, dass der Mn-Gehalt > 1 ,900 bis < 2,350 Gew.-% beträgt.
6. Höchstfester Mehrphasenstahl nach Anspruch 5, dass der Mn-Gehalt > 1 ,900 bis < 2,200 Gew.-% beträgt oder der Mn-Gehalt > 2,050 bis < 2,250 Gew.-% beträgt oder o der Mn-Gehalt > 2, 100 bis < 2,350 Gew.-% beträgt.
7. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass bei einer Summe aus Ti+Nb+B von > 0,010 bis < 0,070 Gew.-% der N-Gehalt > 0,0020 bis < 0,0090 Gew.-% beträgt, insbesondere bei der Summe5 aus Ti+Nb+B von > 0,070 Gew.-% der N-Gehalt > 0,0040 bis < 0,0120 Gew.-%
beträgt.
8. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass der S-Gehalt < 0,0015 Gew.-% beträgt, insbesondere der S-0 Gehalt < 0,0010 Gew.-% beträgt.
9. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass der Mo-Gehalt < 0,250 Gew.-% beträgt. 5 10. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch
gekennzeichnet, dass der Ti-Gehalt > 0,025 bis < 0,045 Gew.-% beträgt.
1 1. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Nb-Gehalt > 0,025 bis < 0,045 Gew.-% beträgt.
0
12. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 1 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Summe Nb+Ti < 0,100 Gew.-% beträgt, insbesondere die Summe Nb+Ti < 0,090 Gew.-% beträgt. 5
13. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe Cr+Mo < 0,650 Gew.-% beträgt.
14. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe Ti+Nb+B < 0,102 Gew.-% beträgt, insbesondere die Summe Ti+Nb+B < 0,092 Gew.-% beträgt.
15. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe Ti+Nb+B+Mo+V < 0,365 Gew.-% beträgt.
16. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Ca-Gehalt < 0,0030 Gew.-% beträgt.
17. Höchstfester Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass die Zugaben von Si und Mn im Hinblick auf die zu erzielenden Festigkeitseigenschaften gemäß der Beziehungen:
YS (MPa) = 185 + 147,9 [%Si] + 161 ,1 [%Mn]
TS (MPa) = 574 + 189,4 [%Si] + 174,1 [%Mn]
austauschbar sind.
18. Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem Mehrphasenstahl nach einem der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass aus dem
Mehrphasenstahl ein Warmband erzeugt wird, aus dem Warmband das Stahlband mit der zu erzielenden Enddicke kaltgewalzt wird und anschließend das Stahlband geglüht, insbesondere durchlaufgeglüht, wird.
19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass ausgehend von einem ausgewählten Masterwarmband mit einer bestimmten Dicke beziehungsweise ausgewählten Warmbändern mit verschiedenen Dicken in einen weiten Bereich von Abwalzgraden von 10 % bis 70 % Stahlbänder mit der zu erzielenden Enddicke kaltgewalzt werden.
20. Verfahren nach Anspruch 18 oder 19, dadurch gekennzeichnet, dass in
Abhängigkeit von der zu erzielenden Enddicke des Stahlbandes die chemische Zusammensetzung des Mehrphasenstahls gewählt wird.
21. Verfahren nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband auf eine Enddicke von 0,50 mm bis 3,00 mm kaltgewalzt wird und in Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke die chemische Zusammensetzung des Mehrphasenstahls wie folgt gewählt wird:
Enddicke 0,50 mm bis einschließlich 1 ,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,500 bis < 3,100 Gew.-%,
Enddicke über 1 ,00 mm bis einschließlich 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,650 bis < 3,150 Gew.-%
Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,700 bis < 3,250 Gew.-%.
22. Verfahren nach Anspruch 21 , dadurch gekennzeichnet, dass in Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke die chemische Zusammensetzung des Mehrphasenstahls wie folgt gewählt wird:
Enddicke 0,50 mm bis einschließlich bis 1 ,00 mm: C-Gehalt < 0,100% und
Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,62%,
Enddicke über 1 ,00 mm bis einschließlich 2,00 mm: C-Gehalt < 0,105% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,64%,
Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm: C-Gehalt < 0,1 15% und das Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) < 0,66%.
23. Verfahren nach Anspruch 21 oder 22, dadurch gekennzeichnet, dass in
Abhängigkeit der zu erzielenden Enddicke die chemische Zusammensetzung des Mehrphasenstahls wie folgt gewählt wird:
Enddicke 0,50 mm bis einschließlich bis 1 ,00 mm: Mn-Gehalt > 1 ,900 bis < 2,200%, Enddicke über 1 ,00 mm bis einschließlich 2,00 mm: Mn-Gehalt > 2,050 bis < 2,250%, Enddicke über 2,00 mm bis einschließlich 3,00 mm: Mn-Gehalt > 2,100 bis < 2,350%.
24. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass zur Erzeugung des geforderten Gefüges das auf Enddicke kaltgewalzte 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 mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s von der ersten Zwischentemperatur bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
25. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass zur Erzeugung des geforderten Gefüges das auf Enddicke kaltgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt und bei einer Schmelztauchveredelung nach dem Aufheizen und anschließendem Kühlen auf eine Temperatur von ca. 400 bis 470°C 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.
26. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 23, dadurch gekennzeichnet, dass zur Erzeugung des geforderten Gefüges das auf Enddicke kaltgewalzte Stahlband während der Durchlaufglühung auf eine Temperatur im Bereich von ca. 700 bis 950°C aufgeheizt und 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.
27. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 26, 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,
-18 > Log p02 > -5*Si"0'3 - 2,2*Mn"°'45 -0,rCr"°'4 -12,5*(-ln B)0'25 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.
28. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass bei einer Glühung nur mit einem Strahlrohrofen der Sauerstoffpartialdruck der Ofenatmosphäre nachfolgender Gleichung genügt,
-12 > Log p02 > -5*Si"0'25 - 3*Mn"°'5 -0,rCr"°'5 -7*(-ln B)0,5
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.
29. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 28, 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.
30. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 29, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband im Anschluss an die Glühung oder Schmelztauchveredelung dressiert wird.
31. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 30, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband im Anschluss an die Glühung oder Schmelztauchveredelung streckbiegegerichtet wird.
32. Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 31 , dadurch gekennzeichnet, dass aus dem Stahlband eine Platine zugeschnitten wird, welche anschließend auf eine Temperatur oberhalb Ac3 erwärmt, die erwärmte Platine zu einem Bauteil umgeformt und anschließend im Werkzeug oder an Luft gehärtet wird.
33. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 18 bis 32, dadurch
gekennzeichnet, dass das Stahlband Teil einer unterperitektischen Gütenkette ist, wobei auf Vanadium als Mikrolegierungselement verzichtet wird.
34. Stahlband hergestellt durch das Verfahren nach einem der Ansprüche 18 bis 33, aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert nach ISO 16630 von 20%,
insbesondere von 25%.
35. Stahlband nach Anspruch 34, aufweisend einen Mindestbiegewinkel nach VDA 238-100 von 70° in Längsrichtung bzw. Querrichtung, insbesondere von 85°.
36. Stahlband nach Anspruch 34 oder 35, aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x α (Zugfestigkeit x Biegewinkel nach VDA 238-100) von 100000 MPa°, insbesondere von 120000 MPa°.
37. Stahlband nach einem der Ansprüche 34 bis 36, 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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