WO2020058330A1 - Hochfester mehrphasenstahl, stahlband aus diesem stahl sowie verfahren zur herstellung eines stahlbandes - Google Patents

Hochfester mehrphasenstahl, stahlband aus diesem stahl sowie verfahren zur herstellung eines stahlbandes Download PDF

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Ingo Schuster
Thomas THOMAS HÜPER
Mirko JURKOVIC
Thorsten MÜLLER
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Definitions

  • the invention relates to a high-strength multi-phase steel, a steel strip made of this steel and a method for producing the steel strip.
  • the invention relates to a cold-rolled multiphase steel, for example a TRIP steel, which, due to its minimum proportions of residual austenite, is equipped with improved production properties and, in particular, excellent material and forming properties in the subsequent processing, it being particularly suitable for lightweight vehicle construction.
  • the invention relates to steels with a tensile strength in the range of at least 590 MPa for the production of components which have improved formability, for example with regard to roll profiling, hole expansion and improved suitability for joining, for example welding properties.
  • the invention has for its object a steel and a steel strip, which consists of this steel, and finally a method for manufacturing of the steel strip so that improved material and forming properties can be achieved.
  • the high-strength multiphase steel consists of the following components (i.e. the following chemical components, in each case in percent by weight):
  • the sum of the components Cr and Mo being less than or equal to 0.600 percent by weight, wherein the sum of the components Ti and Nb is less than or equal to 0.200 weight percent, wherein the sum of the components C, Si, Mn and Al is greater than or equal to 2.900 weight percent and less than or equal to 4.000 weight percent, the steel being a Has a minimum tensile strength of 580 MPa.
  • the steel is preferably hardenable by means of air cooling
  • the steel strip according to the invention in particular in the form of a cold strip, consists of the steel mentioned and is characterized in that the sum of the components C, Si, Mn and Al, depending on the final thickness of the strip, is:
  • the steel strip preferably has a value for a product of a tensile strength (Rm in MPa) and an elongation (A in%) of at least 21,830 MPa% for A80, particularly preferred for the product is at least 26,486 MPa% for A50 and thus represents a third Generation of Advanced High Strength Steel (AHSS).
  • Rm in MPa tensile strength
  • a in% elongation of at least 21,830 MPa% for A80
  • particularly preferred for the product is at least 26,486 MPa% for A50 and thus represents a third Generation of Advanced High Strength Steel (AHSS).
  • AHSS Advanced High Strength Steel
  • the process for producing the said steel strip is characterized in that the steel strip which has been cold-rolled to the final thickness is annealed in a continuous furnace in order to produce a multi-phase structure.
  • Annealing takes place at an intercritical temperature between the Ac1 and Ac3 temperature of the steel composition or at a temperature above the Ac3 temperature of the steel composition with a subsequent controlled cooling.
  • the annealing in a continuous furnace is advantageous, with the annealing ideally taking place in the continuous furnace at temperatures between 730 and 950 ° C.
  • steel strips with different final thicknesses are produced, the same or comparable structural states and / or the same or comparable mechanical characteristics of the strips being set by adapting the line throughput speed during the heat treatment when performing continuous annealing of steel strips of different thicknesses.
  • the steel strip can also be subjected to a hot-dip coating according to further training.
  • the steel strip can also be subjected to a final skin-pass process after annealing or hot-dip coating. Furthermore, the steel strip can be subjected to a stretch bending straightening process after annealing or hot-dip coating.
  • a special embodiment of the method provides that a blank is cut from the finished steel strip, which is heated to a temperature above the Ac3 temperature of the steel composition, the heated blank being formed into a component and then hardened in a tool or in the air becomes.
  • the proposed method thus provides a strip made of cold-rolled Advanced High Strength Steel (AHSS) with a multi-phase structure and excellent material and forming properties.
  • AHSS Cold-rolled Advanced High Strength Steel
  • the higher alloy additions of aluminum and / or silicon (Al, Al + Si, Si) in the steel according to the invention influence the TRIP effect and make it controllable.
  • an optimal composition has to be chosen for the steel according to the invention, for example using a formula, C + Si + Mn + Al to find an optimal range of a + g To be able to set two-phase area for the time-temperature control in the production of a TRIP steel, especially with special properties.
  • Fig. 3 shows an overview of the mechanical properties of the steel
  • TRIP family of steel grades based on the minimum tensile strength, with the test direction longitudinal to the rolling direction,
  • TRIP family of steel grades based on the maximum tensile strength, with the test direction along the rolling direction, as well as various schematically illustrated temperature-time curves, namely
  • RCS off; RCS with SC: off, Fig. 5.2 for a method 1 (CAL, continuous continuous annealing), SCS: on; RCS: off; RCS with SC: off,
  • RCS on; RCS with SC: off, as in example 1 and example 2,
  • RCS on; RCS with SC: off, Fig. 5.5 for a process 1 (CAL, continuous continuous annealing), SCS: off;
  • RCS on; RCS with SC: on,
  • Fig. 5.6 for a method 1 (CAL, continuous continuous annealing), SCS: on;
  • RCS on; RCS with SC: on, as in example 3 and example 4,
  • Hot-dip coating GA SCS: off; RCS: off; RCS with SC: off,
  • Hot-dip coating GA SCS: on; RCS: off; RCS with SC: off, Fig. 5.9 for a process 2 (CGL, continuous continuous annealing with hot-dip coating Gl, GF, GL, AS, ZM), SCS: on; RCS: on; RCS with SC: off, Fig. 5.9 * for a process 2 (CGL, continuous continuous annealing with a
  • Hot-dip coating GA SCS: on; RCS: on; RCS with SC: off,
  • Hot-dip coating GA SCS: off RCS: on; RCS with SC: off, Fig. 5.11 for a process 2 (CGL, continuous continuous annealing with a
  • Hot-dip coating GA SCS: off RCS: on; RCS with SC: on,
  • Hot-dip coating GA SCS: on; RCS: on; RCS with SC: on.
  • the process chain for the production of a steel strip is sketched schematically in FIG. Different process routes are indicated here. The process route is the same for all steels of interest up to hot rolling (final rolling temperature), after which different measures are taken depending on the desired results.
  • the galvanizing of the pickled hot strip is one example.
  • the strip can also be cold rolled and galvanized with different degrees of rolling.
  • soft annealed hot strip or soft annealed cold strip can be cold rolled and galvanized.
  • the strip can optionally be subjected to continuous annealing without galvanizing, which can be followed by electrolytic galvanizing.
  • Figure 2 shows schematically the classification of the new generations of steel with improved forming properties "High Ductility" (DH, CH, TH) into the product families of DP (dual-phase steel), CP (complex-phase steel) and TRIP (steel with plasticity caused by structural transformation; TRansformed Induced Plasticity).
  • DH dual-phase steel
  • CP complex-phase steel
  • TRIP steel with plasticity caused by structural transformation; TRansformed Induced Plasticity
  • FIG. 3 schematically shows the comparison of the mechanical properties of the steel according to the invention, such as TRIP600-TH, based on a reference according to the prior art.
  • Figures 4.1 and 4.2 show the product of tensile strength and elongation, based on A50 and A80, within the product family of TRIP steels, differentiated according to the minimum tensile strength, and also the embedding of the results of the steel according to the invention, such as TRIP600 and TRIP600-TH , in cold-rolled thin sheet (CR) condition, taking into account the test direction along and across the rolling direction.
  • Glow strip temperatures of approximately 730 to 950 ° C. have proven to be advantageous.
  • the steel strip which has been cold-rolled to its final thickness, is optionally cooled to around 300 to 300 ° C starting from the annealing strip temperature (T6, T6 **) with a cooling rate of approx. 10 to 100 K / s cooled to 730 ° C, then at a cooling rate of approx. 2 to 30 K / s from the intermediate temperature (T8) to the furnace outlet temperature (T10) from 100 to 200 ° C and then to the system outlet temperature (exemplary method 1).
  • the glow band temperature (T6 *) within the two-phase area can be cooled at a cooling rate of approx. 2 to 10 ° C / s to an intermediate temperature (T7 *) of 600 ° C to Ac1.
  • an intermediate temperature (T7 *) of 600 ° C to Ac1.
  • T7 * an intermediate temperature
  • T8 * an intermediate temperature
  • T8 * a further intermediate temperature
  • T8 the final cooling of the intermediate temperature T8 to the furnace outlet temperature (T10) from 100 to 200 ° C up to the system outlet temperature.
  • a hot strip or a steel strip cold-rolled to its final thickness based on the temperature of the glow strip (T6, T6 *, T6 **) is used with a
  • Cooling rate of approx. 10 to 100 K / s optionally at intermediate temperatures (T7, T 7 *, T8, T9) of approx. 300 to 470 ° C, with reheating to melt bath temperature (T11; with hot dip coating 430 to 470 ° C: Gl, GF, GL, ZM) or 600 ° C with the hot-dip coating AS, cooled, the cooling takes place naturally before entering the melt pool and thus without control; Cooling is only continued after exiting the melt pool until the intermediate temperature (T12) of approx. 180 to 280 ° C is reached.
  • the holding temperature in the molten bath is approximately 430 to 600 ° C.
  • the modular special properties for an advantageous one with regard to all of the annealing curves shown by way of example in FIGS. 5.1 to 5.12 * could be achieved
  • Material properties designed component (material) a comparable basic structure can be set, consisting preferably of 80% ferrite (soft phase) and 20% martensite (solid phase), as well as bainite, preferably carbide-free bainite, a differentiation necessary for the special properties of the metastable and carbon-rich Residual austenite and carbon contents were set in this, which then converts to martensite during cold forming and leads to an increase in strength and elongation (TRIP effect).
  • the hole expansion according to ISO 16630 could be set in a defined manner by a process variant according to the invention and thus the minimum product
  • the bending angle according to VDA 238-100 could be set in a defined manner by means of a process variant according to the invention, and thus also the minimum product of bending angle and tensile strength.
  • Alloy composition in% by weight A steel according to the invention with 0.229% C; 0.179% Si; 1.659% Mn; 0.014% P; 0.001% S; 0.0024% N; 1,442 AI; 0.024% Cr; 0.001% Mo; 0.009% Ti; 0.001% Nb; 0.003% V; 0.0005% B; 0.010% Ca; 0.007% Cu; 0.005% Ni; 0.003% Sn; 0.003% As; 0.001% Pb; 0.025% Cr + Mo; 0.010% Ti + Nb; 3.509% C + Si + Mn + Al continuously annealed in accordance with method 1 in accordance with FIG.
  • the slab material of 250 mm was rolled prior to hot rolling in the roughing mill to a roughing strip of 45 mm with a percentage decrease of 82% and then in the hot wide strip mill a final rolling target temperature of 910 ° C with a decrease of 94% hot-rolled and at a reel target temperature of 640 ° C coiled with a hot strip thickness of 2.50 mm and cold rolled after pickling to 1, 20 mm (degree of cold rolling 52%).
  • the yield point ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 68%.
  • the material characteristics along the rolling direction correspond, for example, to a HCT590T or CR380Y590T -TR not standardized in EN10346 / EN 10338 or VDA 239-100.
  • the material characteristics transverse to the rolling direction correspond, for example, to a HCT590T or CR380Y590T -TR not standardized in EN 10346 / EN 10338 or VDA 239-100. Structure:
  • the slab material of 250 mm was rolled prior to hot rolling in the roughing train to a pre-strip of 45 mm with a percentage decrease of 82% and subsequently in the hot broad strip mill hot rolled at a final roll temperature of 908 ° C with a decrease of 94% and coiled at a coil temperature of 645 ° C with a hot strip thickness of 2.50 mm and cold rolled after pickling to 1, 20 mm (degree of cold rolling 52%).
  • the yield point ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 68%.
  • the material characteristics along the rolling direction correspond, for example, to a HCT590T or CR380Y590T -TR not standardized in EN10346 / EN 10338 or VDA 239-100.
  • the yield point ratio Re / Rm in the transverse direction was 68%.
  • the material characteristics transverse to the rolling direction correspond, for example, to a HCT590T or CR380Y590T -TR not standardized in EN 10346 / EN 10338 or VDA 239-100.
  • the slab material of 250 mm was rolled prior to hot rolling in the roughing mill to a roughing strip of 45 mm with a percentage decrease of 82% and then in the hot wide strip mill a final rolling target temperature of 910 ° C with a decrease of 94% hot-rolled and coiled at a reel target temperature of 640 ° C with a hot strip thickness of 2.50 mm and cold-rolled after pickling to 1, 20 mm (degree of cold rolling 52%).
  • the yield strength ratio Re / Rm in the longitudinal direction was 66%.
  • the material characteristics along the rolling direction correspond, for example, to a HCT590T or CR380Y590T -TR not standardized in EN10346 / EN 10338 or VDA 239-100.
  • the yield point ratio Re / Rm in the transverse direction was 66%.
  • the material characteristics transverse to the rolling direction correspond, for example, to a HCT590T or CR380Y590T -TR not standardized in EN 10346 / EN 10338 or VDA 239-100.
  • Hot rolling in the roughing mill reversely rolled to a roughing strip of 45 mm with a percentage decrease of 82% and then hot-rolled in the hot strip mill at a final roll set temperature of 913 ° C with a decrease of 94% and at a coiler set temperature of 637 ° C with a hot strip thickness of 2.50 mm coiled and cold rolled after pickling to 1, 20 mm (degree of cold rolling 52%).
  • the material characteristics along the rolling direction correspond, for example, to a HCT590T or CR380Y590T -TR not standardized in EN10346 / EN 10338 or VDA 239-100.
  • the yield point ratio Re / Rm in the transverse direction was 65%.
  • the result of the steel proposed according to the invention is that it is very robust and independent of the speed. Extremely high elongation values and n values are achieved. The mechanical parameters behave quasi-isotropically.
  • the product of tensile strength and elongation is very high, as are the hole expansion values and the bending angle.
  • the steel strip, cold-rolled to its final thickness is optionally cooled to a temperature of around 10 to 100 K / s, starting at the annealing strip temperature (T6, T6 **), to intermediate temperatures (T7, T8) of approx. 300 cooled to 730 ° C, then at a cooling rate of approx. 2 to 30 K / s from the intermediate temperature (T8) to the furnace outlet temperature (T10) from 100 to 200 ° C and then to the system outlet temperature, see procedure 1.
  • the glow band temperature (T6 *) within the two-phase area can be cooled at a cooling rate of approx.
  • melt bath temperature T 11; with hot dip coating 430 to 470 ° C: Gl, GF, GL, ZM) or 600 ° C in the hot-dip coating AS, cooled, the cooling before entering the weld pool takes place naturally and thus without control; Cooling is only continued after exiting the melt pool until the intermediate temperature (T12) of approx. 180 to 280 ° C is reached. Depending on the molten bath temperature (T11), one results Holding temperature in the weld pool from approx. 430 to 600 ° C.
  • T14 post-treatment temperature
  • WQ Water Quench
  • Cooling down to the system outlet temperature takes place with a natural cooling rate (see method 2, for example Figure 5.9).

Abstract

Die Erfindung betrifft einen hochfesten Mehrphasenstahl, bestehend aus (in Gewichts-Prozent): C ≥ 0,100 bis ≤ 0,240; Si ≥ 0,100 bis ≤ 2,000; Mn ≥ 1,500 bis ≤ 2,200; Cr ≤ 0,600; Al ≥ 0,015 bis ≤ 2,000; N ≥ 0,0020 bis ≤ 0,0120; P ≤ 0,050; S ≤ 0,010; Ti ≤ 0,200; Nb ≤ 0,200; V ≤ 0,200; B ≤ 0,0050; Mo ≤ 0,600; Ca ≥ 0,0010 bis ≤ 0,0060; Cu ≤ 0,200; Ni ≤ 0,050; Sn ≤ 0,040; Rest Eisen einschließlich üblicher stahlbegleitender Verunreinigungen, wobei die Summe der Bestandteile Cr und Mo kleiner oder gleich 0,600 Gewichts-Prozent beträgt, wobei die Summe der Bestandteile Ti und Nb kleiner oder gleich 0,200 Gewichts-Prozent beträgt, wobei die Summe der Bestandteile C, Si, Mn und Al größer oder gleich 2,900 Gewichts- Prozent und kleiner oder gleich 4,000 Gewichts-Prozent beträgt, wobei der Stahl eine Mindestzugfestigkeit von 590 MPa aufweist. Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Stahlband aus diesem Stahl sowie ein Verfahren zur Herstellung des Stahlbandes.

Description

Hochfester Mehrphasenstahl, Stahlband aus diesem Stahl sowie Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes
Gebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft einen hochfesten Mehrphasenstahl, weiterhin ein Stahlband aus diesem Stahl sowie ein Verfahren zur Herstellung des Stahlbandes. Insbesondere betrifft die Erfindung einen kaltgewalzten Mehrphasenstahl, beispielhafterweise einen TRIP-Stahl, der durch seine Mindestanteile an Restaustenit mit verbesserten Herstellungseigenschaften und insbesondere ausgezeichneten Material- und Umformeigenschaften bei der nachfolgenden Verarbeitung ausgestattet ist, wobei er sich insbesondere für den Fahrzeugleichtbau eignet.
Weiterhin betrifft die Erfindung Stähle mit einer Zugfestigkeit im Bereich von mindestens 590 MPa zur Herstellung von Bauteilen, die eine verbesserte Umformbarkeit, wie zum Beispiel im Hinblick auf eine Roll profilierung, Loch- aufweitung sowie verbesserte Fügeeignung, wie beispielsweise von Schweiß- eigenschaften, aufweisen.
Zur Definition des genannten TRIP-Stahls sowie hinsichtlich weiterer Stahl spezifikationen wird auf die EP 3 027 784 B1 Bezug genommen. Aus diesem Dokument sind weiterhin Hintergrundinformationen zur vorliegenden Erfindung bekannt, so dass auf es ausdrücklich Bezug genommen wird.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, einen Stahl sowie ein Stahlband, welches aus diesem Stahl besteht, und schließlich ein Verfahren zur Herstellung des Stahlbandes bereitzustellen, so dass verbesserte Material- und Umform- eigenschaften erreicht werden können.
Die Lösung dieser Aufgabe durch die Erfindung ist dadurch gekennzeichnet, dass der hochfeste Mehrphasenstahl aus den folgenden Bestandteilen besteht (d. h. aus den folgenden chemischen Bestandteilen, jeweils in Gewichts-Prozent):
C > 0,100 bis < 0,240
Si > 0,100 bis < 2,000
Mn > 1 ,500 bis < 2,200
Cr < 0,600
AI > 0,015 bis < 2,000
N > 0,0020 bis < 0,0120
P < 0,050
S < 0,010
Ti < 0,200
Nb < 0,200
V < 0,200
B < 0,0050
Mo < 0,600
Ca > 0,001 O bis < 0,0060
Cu < 0,200
Ni < 0,050
Sn < 0,040
Rest Eisen und übliche stahlbegleitende Verunreinigungen wobei die Summe der Bestandteile Cr und Mo kleiner oder gleich 0,600 Gewichts-Prozent beträgt, wobei die Summe der Bestandteile Ti und Nb kleiner oder gleich 0,200 Gewichts-Prozent beträgt, wobei die Summe der Bestandteile C, Si, Mn und AI größer oder gleich 2,900 Gewichts-Prozent und kleiner oder gleich 4,000 Gewichts-Prozent beträgt, wobei der Stahl eine Mindestzugfestigkeit von 580 MPa aufweist.
Der Stahl ist vorzugsweise mittels Luftabkühlung härtbar
Das erfindungsgemäße Stahlband, insbesondere in Form eines Kaltbandes, besteht aus dem genannten Stahl und zeichnet sich dadurch aus, dass die Summe der Bestandteile C, Si, Mn und AI in Abhängigkeit der Enddicke des Bandes liegt bei:
Enddicke 0,50 mm bis 1 ,00 mm: größer oder gleich 3,000 Gewichts-Prozent und kleiner oder gleich 3,300 Gewichts-Prozent,
Enddicke >1 ,00 mm bis 2,00 mm: größer oder gleich 3,100 Gewichts-Prozent und kleiner oder gleich 3,600 Gewichts-Prozent,
Enddicke > 2,00 mm bis 3,00 mm: größer oder gleich 3,400 Gewichts- Prozent und kleiner oder gleich 4,000 Gewichts-Prozent. In einer bevorzugten Form sind die Zugaben von Si, Mn und AI im Hinblick auf die zu erzielenden Festigkeitseigenschaften gemäß der Beziehung
Re, YS(MPa) = -75,3 + 63,2 C + 147,9 Si + 161,1 Mn + 141,5 Al und / oder der Beziehung
Rm, TS (MPa) = 67,1 + 81,0 C + 189,4 * Si + 174,1 Mn + 186,3 Al austauschbar. Vorzugsweise hat das Stahlband einen Wert für ein Produkt aus einer Zugfestigkeit (Rm in MPa) und einer Dehnung (A in %) von mindestens 21.830 MPa% bei A80, insbesondere bevorzugt ist für das Produkt mindestens 26.486 MPa% bei A50 und stellt damit eine Third Generation of Advanced High Strength Steel (AHSS), weiterentwickelter hochfester Stahl, dar.
Das Verfahren zur Herstellung des genannten Stahlbandes zeichnet sich erfindungsgemäß dadurch aus, dass zur Erzeugung eines mehrphasigen Gefüges das auf die Enddicke kaltgewalzte Stahlband in einem Durchlaufofen geglüht wird. Die Glühung findet bei einer interkritischen Temperatur zwischen der Ac1 - und Ac3-Temperatur der Stahlzusammensetzung oder bei einer Temperatur oberhalb der Ac3-Temperatur der Stahlzusammensetzung mit einer anschließenden gesteuerten Abkühlung statt. Vorteilhaft ist die Glühung in einem Durchlaufofen, wobei idealerweise die Glühung in dem Durchlaufofen bei Temperaturen zwischen 730 und 950 °C erfolgt.
Gemäß einer Fortbildung der Erfindung werden Stahlbänder mit unterschiedlichen Enddicken hergestellt, wobei bei der Durchführung einer Durchlaufglühung unterschiedlich dicker Stahlbänder gleiche oder vergleichbare Gefügezustände und/oder gleiche oder vergleichbare mechanische Kennwerte der Bänder durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit bei der Wärmebehandlung eingestellt werden. Das Stahlband kann Weiterbildung gemäß auch einer Schmelztauchveredelung unterzogen werden.
Das Stahlband kann weiterhin im Anschluss an eine Glühung oder Schmelztauch- veredlung einem abschließenden Dressiervorgang unterzogen werden. Weiterhin kann das Stahlband im Anschluss an eine Glühung oder Schmelztauch- veredlung einem Streckbiege-Richtprozess unterzogen werden.
Eine spezielle Ausgestaltung des Verfahrens sieht vor, dass aus dem fertigen Stahlband eine Platine zugeschnitten wird, die auf eine Temperatur oberhalb der Ac3-Temperatur der Stahlzusammensetzung erwärmt wird, wobei die erwärmte Platine zu einem Bauteil umgeformt und anschließend in einem Werkzeug oder an der Luft gehärtet wird. Das vorgeschlagene Verfahren stellt somit ein Band aus einem kaltgewalzten Advanced High Strength Steel (AHSS) mit einem Mehrphasengefüge und ausgezeichneten Material- sowie Umformeigenschaften bereit.
Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung können Stahlbänder durch eine interkritische Glühung zwischen der Ac1 - und Ac3-Temperatur (Zweiphasengebiet), bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über Ac3- Temperatur mit abschließender gesteuerter Abkühlung erzeugt werden, die zu einem Mehrphasengefüge mit Sondereigenschaften „High Ductility“ (TH = TRIP/New Generation vs. DH = DP/New Generation, CH = CP/New Generation) führt.
Die höheren Legierungszusätze von Aluminium und/oder Silizium (AI, Al+Si, Si), beim erfindungsgemäßen Stahl, beeinflussen den TRIP-Effekt und machen diesen steuerbar.
Aus der Tatsache heraus, dass höhere Gehalte an Mangan die Ac1 - und Ac3- Temperaturen vermindern höhere Gehalte an Aluminium und/oder Silizium die Ac1 und Ac3 Temperaturen erhöhen, muss eine optimale Zusammensetzung bei dem erfindungsgemäßen Stahl gewählt werden, beispielsweise über eine Summenformel, C+Si+Mn+Al, um einen optimalen Bereich des a + g Zweiphasengebietes für die Zeit-Temperatur-Führung bei der Herstellung eines TRIP-Stahles, vor allem mit Sondereigenschaften, einstellen zu können.
In den Figuren sind Ausführungsbeispiele der Erfindung dargestellt. In allen Figuren sind gleiche technische Elemente mit gleichen Bezugszeichen bezeichnet. Es zeigen:
Fig. 1 eine schematische Prozesskette für die Fierstellung eines Stahlbandes und dessen möglichen Weiterverarbeitungen in Anlehnung an EP 3 027 784 B1 ,
Fig. 2 die mechanischen Eigenschaften von Mehrphasenstählen (Auswahl)
Fig. 3 eine Übersicht über die mechanischen Eigenschaften des Stahls
TRIP600-TH bezogen auf einen Referenzstahl nach dem Stand der Technik,
Fig. 4.1 das Produkt aus Zugfestigkeit und Dehnung (A: A50 bzw. A80) für die
TRIP Stahlsortenfamilie, bezogen auf das Minimum der Zugfestigkeit, mit der Prüfrichtung längs zur Walzrichtung,
Fig. 4.2 das Produkt aus Zugfestigkeit und Dehnung (A: A50 bzw. A80) für die
TRIP Stahlsortenfamilie, bezogen auf das Maximum der Zugfestigkeit, mit der Prüfrichtung längs zur Walzrichtung, sowie diverse schematisch dargestellte Temperatur-Zeit-Kurven, nämlich
Fig. 5.1 für ein Verfahren 1 (CAL, kontinuierliche Durchlaufglühung), SCS: off;
RCS: off; RCS mit SC: off, Fig. 5.2 für ein Verfahren 1 (CAL, kontinuierliche Durchlaufglühung), SCS: on; RCS: off; RCS mit SC: off,
Fig. 5.3 für ein Verfahren 1 (CAL, kontinuierliche Durchlaufglühung), SCS: on;
RCS: on; RCS mit SC: off, wie beim Beispiel 1 und Beispiel 2,
Fig. 5.4 für ein Verfahren 1 (CAL, kontinuierliche Durchlaufglühung), SCS: off;
RCS: on; RCS mit SC: off, Fig. 5.5 für ein Verfahren 1 (CAL, kontinuierliche Durchlaufglühung), SCS: off;
RCS: on; RCS mit SC: on,
Fig. 5.6 für ein Verfahren 1 (CAL, kontinuierliche Durchlaufglühung), SCS: on;
RCS: on; RCS mit SC: on, wie beim Beispiel 3 und Beispiel 4,
Fig. 5.7 für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit
Schmelztauchveredlung Gl, GF, GL, AS, ZM), SCS: off; RCS: off; RCS mit SC: off, Fig. 5.7* für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit einer
Schmelztauchveredlung GA), SCS: off; RCS: off; RCS mit SC: off,
Fig. 5.8 für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit einer
Schmelztauchveredlung Gl, GF, GL, AS, ZM), SCS: on; RCS: off; RCS mit SC: off,
Fig. 5.8* für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit einer
Schmelztauchveredlung GA), SCS: on; RCS: off; RCS mit SC: off, Fig. 5.9 für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit Schmelztauchveredlung Gl, GF, GL, AS, ZM), SCS: on; RCS: on; RCS mit SC: off, Fig. 5.9* für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit einer
Schmelztauchveredlung GA), SCS: on; RCS: on; RCS mit SC: off,
Fig. 5.10 für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit einer
Schmelztauchveredlung Gl, GF, GL, AS, ZM), SCS: off; RCS: on; RCS mit SC: off,
Fig. 5.10* für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit einer
Schmelztauchveredlung GA), SCS: off RCS: on; RCS mit SC: off, Fig. 5.11 für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit einer
Schmelztauchveredlung Gl, GF, GL, AS, ZM), SCS: off RCS: on; RCS mit SC: on,
Fig. 5.11 * für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit einer
Schmelztauchveredlung GA), SCS: off RCS: on; RCS mit SC: on,
Fig. 5.12 für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit einer
Schmelztauchveredlung Gl, GF, GL, AS, ZM), SCS: on; RCS: on; RCS mit SC: on,
Fig. 5.12* für ein Verfahren 2 (CGL, kontinuierliche Durchlaufglühung mit einer
Schmelztauchveredlung GA), SCS: on; RCS: on; RCS mit SC: on. In Figur 1 ist schematisch die Prozesskette für die Herstellung eines Stahlbandes skizziert. Hierbei sind unterschiedliche Prozessrouten angedeutet. Bis zum Warmwalzen (Endwalztemperatur) ist die Prozessroute für alle hier interessierenden Stähle gleich, danach erfolgen je nach den gewünschten Ergebnissen abweichende Maßnahmen. Hier ist beispielsweise das Verzinken des gebeizten Warmbands zu nennen. Das Band kann auch mit unterschiedlichen Abwalzgraden kaltgewalzt und verzinkt werden. Ferner kann weichgeglühtes Warmband bzw. weichgeglühtes Kaltband kaltgewalzt und verzinkt werden. Weiterhin kann das Band auch optional ohne Verzinken einer Durchlaufglühung unterzogen werden, woran sich eine elektrolytische Verzinkung anschließen kann.
Figur 2 zeigt schematisch die Einordnung der neuen Generationen des Stahls mit verbesserten Umformeigenschaften „High Ductility“ (DH, CH, TH) in die Produktfamilien von DP (Dual-Phasen-Stahl), CP (Complex-Phasen-Stahl) und TRIP (Stahl mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität; TRansformed Induced Plasticity).
In Figur 3 ist schematisch der Vergleich der mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls, wie TRIP600-TH, bezogen auf eine Referenz nach dem Stand der Technik dargestellt.
In den Figuren 4.1 und 4.2 ist das Produkt aus Zugfestigkeit und Dehnung, bezogen auf A50 und A80, innerhalb der Produktfamilie der TRIP-Stähle, differenziert nach der Mindestzugfestigkeit dargestellt, darüber hinaus die Einbettung der Ergebnisse des erfindungsgemäßen Stahls, wie TRIP600 und TRIP600-TH, im kaltgewalzten Feinblechzustand (CR), unter Berücksichtigung der Prüfrichtung längs und quer zur Walzrichtung.
In den verschiedenen Figuren 5 ist für verschiedene Varianten schematisch der Temperatur-Zeit-Verlauf bei verschiedenen Glühbehandlungen und unter- schiedlichen Abkühlungbedingungen, bei einer kontinuierlichen Durchlaufglühung mit und ohne Schmelztauchveredelung dargestellt.
Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung können Stahlbänder durch eine interkritische Glühung zwischen Ac1 und Ac3 (Zweiphasengebiet), bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über Ac3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung erzeugt werden, die zu einem Mehrphasengefüge mit Sondereigenschaften„High Ductility“ (DH = DP/New Generation, TH = TRIP/New Generation, CH = CP/New Generation) führt
Als vorteilhaft haben sich Glühbandtemperaturen von etwa 730 bis 950°C herausgestellt. Abhängig vom Gesamtprozess (Durchlaufglühanlage bzw. Durchlaufglühanlage mit zusätzlicher Schmelztauchveredelung) gibt es erfindungsgemäß unterschiedliche Ansätze für eine Wärmebehandlung.
Bei einer kontinuierlichen Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelz- tauchveredelung wird das auf Enddicke kaltgewalzte Stahlband ausgehend von der Glühbandtemperatur (T6, T6**) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 10 bis 100 K/s optional auf Zwischentemperaturen (T7, T8) von ca. 300 bis 730°C abgekühlt, anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30 K/s von der Zwischentemperatur (T8) auf die Ofenaustrittstemperatur (T10) von 100 bis 200°C anschließend auf Anlagenaustrittstemperatur (beispielhaftes Verfahren 1 ).
Optional kann von der Glühbandtemperatur (T6*) innerhalb des Zweiphasen- gebietes mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 10°C/s auf eine Zwischentemperatur (T7*) von 600°C bis Ac1 abgekühlt werden. Ausgehend von dieser Zwischentemperatur (T7*) erfolgt eine weitere Abkühlung mit ca. 10 bis 100 K/s optional zu einer weiteren Zwischentemperatur (T8) von ca. 300 bis 500°C, mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s erfolgt die finale Abkühlung von der Zwischentemperatur T8 auf die Ofenaustrittstemperatur (T10) von 100 bis 200°C bis auf Anlagenaustrittstemperatur.
Als vorteilhaft hat sich herausgestellt, dass durch eine gezielte Ansteuerung der einzelnen Kühlzonen in der Langsamkühlstrecke (SCS = Slow Cooling Section) eine Einstellung von Gefügeanteilen gesteuert werden kann.
Beim erfindungsgemäßen Stahl hat sich als besonders vorteilhaft herausgestellt, dass durch eine gezielte Kombination von Kühlzonen in der Langsamkühlung (SCS) und der Schnellkühlung (RCS = Rapid Cooling Section) sowie mit oder ohne einer Unterkühlung (SC = Super Cooling) weitere Möglichkeiten der defi- nierten Einstellung von Gefügeanteilen ergeben.
Bei einer kontinuierlichen Durchlaufglühanlage mit anschließender Sch m elztau ch- Veredelung wird ein Warmband bzw. ein auf Enddicke kaltgewalzte Stahlband ausgehend von der Glühbandtemperatur (T6, T6*, T6**) mit einer
Abkühlgeschwindigkeit von ca. 10 bis 100 K/s optional auf Zwischentemperaturen (T7, T 7*, T8, T9) von ca. 300 bis 470°C, mit Wiedererwärmen auf Schmelz- badtemperatur (T11 ; bei Schmelztauchveredlung 430 bis 470°C: Gl, GF, GL, ZM) bzw. 600°C bei der Schmelztauchveredlung AS, abgekühlt, die Kühlung vor dem Eintritt in das Schmelzbad erfolgt natürlich und somit ohne Kontrolle; erst nach dem Austritt aus dem Schmelzbad wird bis zum Erreichen der Zwischen- temperatur (T12) von ca. 180 bis 280°C die Kühlung fortgesetzt. Abhängig von der Schmelzbadtemperatur (T11 ) ergibt sich dabei eine Haltetemperatur im Schmelzbad von ca. 430 bis 600°C. Anschließend erfolgt eine weitere Abkühlung auf Nachbehandlungstemperatur (T14) von < 40°C durch eine direkte Wasser- kühlung (WQ = Water Quench) mit einer Abkühlrate > 100 K/s. Die Abkühlung bis zur Anlagenaustrittstemperatur erfolgt mit einer natürlichen Abkühlgeschwindigkeit (beispielhaftes Verfahren 2, Fig. 5. 9). Bei der Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Für den Schmelztauchüberzug GA (Galvannealed) wird beim Verfahren 2 eine zweite Wärmebehandlung nach dem Schmelztauchprozess auf eine Zwischentemperatur (T13) durchgeführt (beispielhaftes Verfahren 2*, Fig. 5. 9*).
Als besonders vorteilhaft hat sich beim erfindungsgemäßen Stahl eine zusätzliche Unterkühlung auf eine Zwischentemperatur (T9), auf die gezielte Einstellung von Gefügebestandteilen, herausgestellt, sowohl beim Verfahren 1 (CAL = Countinuous Annealing Line), wie auch beim Verfahren 2/2* (CGL = Countinuous Galvanizing Line), siehe Figur 5.5, Figur 5.11 und Figur 5.11 *.
Für die industrielle Fertigung bei einer kontinuierliche Durchlaufglühung (kaltgewalztes Feinblech, CR) nach Verfahren 1 (entsprechend Figur 5.3) stehen die nachfolgenden Beispiele 1 und 2 im Rahmen sogenannter Machbar- keitsversuche zur Verfügung, die belegen, dass das Material die verbesserten Standardeigenschaften erfüllt sowie sich durch eine Quasiisotropie auszeichnet.
Für die industrielle Fertigung bei einer kontinuierliche Durchlaufglühung (kalt- gewalztes Feinblech, CR) nach Verfahren 1 (entsprechend Figur 5.6) stehen die nachfolgenden Beispiele 3 und 4 im Rahmen von Machbarkeitsversuchen zur Verfügung, die belegen, dass das Material eine ausgezeichnete Umformbarkeit zeigt, charakterisiert durch eine überdurchschnittliche Dehnung und einen überdurchschnittlichen n-Wert sowie garantierte Lochaufweitungswerte und garantierter Biegewinkel, womit es sich um einen„High Ductility- Stahl handelt, der quasiisotrop ist.
Bei den erfindungsgemäßen Stahl mit und ohne einer Schmelztauchveredelung konnte mit allen in den Figuren 5.1 bis 5.12* beispielhaft dargestellten Glühkurven die modularen Sondereigenschaften für ein vorteilhaftes bzgl. seiner Materialeigenschaften designtes Bauteil(-material) ein vergleichbares Grundgefüge eingestellt werden, bestehend aus vorzugsweise 80% Ferrit (weiche Phase) und 20% Martensit (feste Phase), sowie Bainit, vorzugsweise karbidfreien Bainit, wobei eine für die Sondereigenschaften notwendige Differenzierung beim metastabilen und kohlenstoffreichen Restaustenit und Kohlenstoffgehalte in diesem, eingestellt wurden, der dann bei der Kaltverformung zu Martensit umwandelt und zur Festigkeits- und Dehnungssteigerung (TRIP-Effekt) führt.
Über die Kombination von eingestelltem Restaustenit konnte durch eine erfindungsgemäße Verfahrensvariante die Lochaufweitung nach ISO 16630 definiert eingestellt werden und damit auch das Mindestprodukt aus
Lochaufweitung und Zugfestigkeit.
Über die Kombination von eingestelltem Restaustenit konnte durch eine erfindungsgemäße Verfahrensvariante der Biegewinkel nach VDA 238-100 definiert eingestellt werden und damit auch das Mindestprodukt aus Biegewinkel und Zugfestigkeit.
Beispiel 1 :
(1 ,20 mm Kaltband aus 2,50 mm Warmband und einer Vorbanddicke von 45 mm)
Legierungszusammensetzung in Gew.-%. Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,229% C; 0,179% Si; 1 ,659% Mn; 0,014% P; 0,001 % S; 0,0024% N; 1 ,442 AI; 0,024% Cr; 0,001 % Mo; 0,009% Ti; 0,001 % Nb; 0,003% V; 0,0005% B; 0,010% Ca; 0,007% Cu; 0,005% Ni; 0,003% Sn; 0,003 % As; 0,001 % Pb; 0,025% Cr+Mo; 0,010% Ti+Nb; 3,509% C+Si+Mn+Al nach Verfahren 1 entsprechend Figur 5.3 durchlaufgeglüht, das Brammenmaterial von 250 mm wurde vor dem Warmwalzen in der Vorstraße zu einem Vorband von 45 mm reversierend mit einer prozentualen Abnahme von 82% gewalzt und anschließend in der Warmbreitbandstraße bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C mit einer Abnahme von 94% warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 640°C mit einer Warmbanddicke von 2,50 mm gehaspelt und nach dem Beizen auf 1 ,20 mm kaltgewalzt (Kaltabwalzgrad 52%).
Feinblechzustand (CR):
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag bei 68%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 446 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 660 MPa
- Bruchdehnung (A50) 32%
- Bruchdehnung (A80) 30%
- n Wert 0,19
- Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
- Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A80) 19.800 MPa%
- Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A50) 21.120 MPa%
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 55,2%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 134,46°
Die Materialkennwerte längs zur Walzrichtung entsprechen beispielsweise einem nicht in der EN10346/EN 10338 bzw. VDA 239-100 genormten HCT590T bzw. CR380Y590T -TR.
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 68%. Dehngrenze (Rp0,2) 448 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 661 MPa
- Bruchdehnung (A50) 31 %
- Bruchdehnung (A80) 28%
- n Wert 0,19
Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A80) 18.508 MPa%
Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A50) 20.491 MPa%
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 54,2%
Biegewinkel nach VDA 238-100 131 ,22°
Die Material kennwerte quer zur Walzrichtung entsprechen beispielsweise einem nicht in der EN 10346/EN 10338 bzw. VDA 239-100 genormten HCT590T bzw. CR380Y590T -TR. Gefüqezusammensetzunq:
Ferrit 80%
Martensit 20%
Restaustenit 8,5%
Kohlenstoff im Restaustenit 1 ,13 Gew.%
Beispiel 2
(1 ,20 mm Kaltband aus 2,50 mm Warmband und einer Vorbanddicke von 45 mm) Legierungszusammensetzung in Gew.-%. Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,236% C; 0,176% Si; 1 ,676% Mn; 0,015% P; 0,001 % S; 0,0029% N; 1 ,451 AI;
0,025% Cr; 0,001 % Mo; 0,008% Ti; 0,001 % Nb; 0,003% V; 0,0006% B; 0,0010% Ca; 0,007% Cu; 0,005% Ni; 0,003% Sn; 0,003% As; 0,001 % Pb; 0,026% Cr+Mo; 0,009% Nb+Ti; 3,539% C+Si+Mn+Al nach Verfahren 1 entsprechend Figur 5.3 durchlaufgeglüht, das Brammenmaterial von 250 mm wurde vor dem Warmwalzen in der Vorstraße zu einem Vorband von 45 mm reversierend mit einer prozentualen Abnahme von 82% gewalzt und anschließend in der Warm- breitbandstraße bei einer Endwalzsolltemperatur von 908°C mit einer Abnahme von 94% warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 645°C mit einer Warmbanddicke von 2,50 mm gehaspelt und nach dem Beizen auf 1 ,20 mm kaltgewalzt (Kaltabwalzgrad 52%). Feinblechzustand (CR):
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag bei 68%.
Dehngrenze (Rp0,2) 447 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 661 MPa
Bruchdehnung (A50) 31 %
Bruchdehnung (A80) 29%
n Wert 0,19
Bake-Hardening-Index (BH2) 61 MPa
Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A80) 19.169 MPa%
Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A50) 20.491 MPa%
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 56,7%
Biegewinkel nach VDA 238-100 136,22°
Die Materialkennwerte längs zur Walzrichtung entsprechen beispielsweise einem nicht in der EN10346/EN 10338 bzw. VDA 239-100 genormten HCT590T bzw. CR380Y590T -TR.
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 68%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 448 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 661 MPa
Bruchdehnung (A50) 31 %
- Bruchdehnung (A80) 29 %
- n Wert 0,19
- Bake-Hardening-Index (BH2) 68 MPa
- Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A80) 19.169 MPa%
- Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A50) 20.491 MPa% Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 56,1 %
Biegewinkel nach VDA 238-100 133,71
Die Material kennwerte quer zur Walzrichtung entsprechen beispielsweise einem nicht in der EN 10346/EN 10338 bzw. VDA 239-100 genormten HCT590T bzw. CR380Y590T -TR.
Gefüqezusammensetzunq:
Ferrit 80%
- Martensit 20%
Restaustenit 8,9%
Kohlenstoff im Restaustenit 1 ,18 Gew.%
Beispiel 3
(1 ,20 mm Kaltband aus 2,50 mm Warmband und einer Vorbanddicke von 45 mm) Legierungszusammensetzung in Gew.-%. Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,229% C; 0,179% Si; 1 ,659% Mn; 0,014% P; 0,001 % S; 0,0024% N; 1 ,442 AI; 0,024% Cr; 0,001 % Mo; 0,009% Ti; 0,001 % Nb; 0,003% V; 0,0005% B; 0,0010%
Ca; 0,007% Cu; 0,005% Ni; 0,003% Sn; 0,003% As; 0,001 % Pb; 0,025% Cr+Mo; 0,010% Nb+Ti; 3,509% C+Si+Mn+Al nach Verfahren 1 entsprechend Figur 5.6 durchlaufgeglüht, das Brammenmaterial von 250 mm wurde vor dem Warmwalzen in der Vorstraße zu einem Vorband von 45 mm reversierend mit einer prozentualen Abnahme von 82% gewalzt und anschließend in der Warmbreitbandstraße bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C mit einer Abnahme von 94% warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 640°C mit einer Warmbanddicke von 2,50 mm gehaspelt und nach dem Beizen auf 1 ,20 mm kaltgewalzt (Kaltabwalzgrad 52%). Feinblechzustand (CR)
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag bei 66%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 458 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 690 MPa
- Bruchdehnung (A50) 38%
- Bruchdehnung (A80) 35%
- n Wert 0,23
- Bake-Hardening-Index (BH2) 57 MPa
- Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A80) 24.150 MPa%
- Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A50) 26.620 MPa%
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 34,5%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 131 ,02°
Die Materialkennwerte längs zur Walzrichtung entsprechen beispielsweise einem nicht in der EN10346/EN 10338 bzw. VDA 239-100 genormten HCT590T bzw. CR380Y590T -TR. Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 66%.
Dehngrenze (Rp0,2) 459 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 691 MPa
Bruchdehnung (A50) 39%
Bruchdehnung (A80) 36 %
n Wert 0,23
Bake-Hardening-Index (BH2) 57 MPa
Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A80) 24.876 MPa%
Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A50) 26.949 MPa%
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 34,1 % Biegewinkel nach VDA 238-100 126,30
Die Material kennwerte quer zur Walzrichtung entsprechen beispielsweise einem nicht in der EN 10346/EN 10338 bzw. VDA 239-100 genormten HCT590T bzw. CR380Y590T -TR.
Gefüqezusammensetzunq
Ferrit 80%
Martensit 20%
- Restaustenit 12,6%
Kohlenstoff im Restaustenit 1 ,35 Gew.%
Beispiel 4
(1 ,20 mm Kaltband aus 2,50 mm Warmband und einer Vorbanddicke von 45 mm) Legierungszusammensetzung in Gew.-%. Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,236% C; 0,176% Si; 1 ,676% Mn; 0,015% P; 0,001 % S; 0,0029% N; 1 ,451 AI; 0,025% Cr; 0,001 % Mo; 0,008% Ti; 0,001 % Nb; 0,003% V; 0,0006% B; 0,0010% Ca; 0,007% Cu; 0,005% Ni; 0,003% Sn; 0,001 % As; 0,001 % Pb; 0,026% Cr+Mo 0,009% Nb+Ti; 3,539% C+Si+Mn+Al nach Verfahren 1 entsprechend Figur 5.6 durchlaufgeglüht, das Brammenmaterial von 250 mm wurde vor dem
Warmwalzen in der Vorstraße zu einem Vorband von 45 mm reversierend mit einer prozentualen Abnahme von 82% gewalzt und anschließend in der Warmbreitbandstraße bei einer Endwalzsolltemperatur von 913°C mit einer Abnahme von 94% warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 637°C mit einer Warmbanddicke von 2,50 mm gehaspelt und nach dem Beizen auf 1 ,20 mm kaltgewalzt (Kaltabwalzgrad 52%).
Feinblechzustand (CR) Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag bei 68%. Dehngrenze (Rp0,2) 458 MPa
Zugfestigkeit (Rm) 697 MPa
Bruchdehnung (A50) 40%
Bruchdehnung (A80) 38%
n Wert 0,24
Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A80) 26.486 MPa%
Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A50) 27.880 MPa%
Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 33,1 %
Biegewinkel nach VDA 238-100 130,25°
Die Materialkennwerte längs zur Walzrichtung entsprechen beispielsweise einem nicht in der EN10346/EN 10338 bzw. VDA 239-100 genormten HCT590T bzw. CR380Y590T -TR.
Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Querrichtung lag bei 65%.
- Dehngrenze (Rp0,2) 451 MPa
- Zugfestigkeit (Rm) 698 MPa
- Bruchdehnung (A50) 41 %
- Bruchdehnung (A80) 38%
- n Wert 0,23
- Bake-Hardening-Index (BH2) 58 MPa
- Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A80) 26.524 MPa%
- Produkt Zugfestigkeit und Dehnung (Rm * A50) 28.618 MPa%
- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 33,6%
- Biegewinkel nach VDA 238-100 129,7° Die Material kennwerte quer zur Walzrichtung entsprechen beispielsweise einem nicht in der EN 10346/EN 10338 bzw. VDA 239-100 genormten HCT590T bzw. CR380Y590T -TR. Gefüqezusammensetzunq
Ferrit 80%
Martensit 20%
Restaustenit 13,2%
Kohlenstoff im Restaustenit 1 ,30 Gew.%
Somit ergibt sich für den erfindungsgemäß vorgeschlagenen Stahl, dass dieser sehr prozessrobust und geschwindigkeitsunabhängig ist. Dabei werden extrem hohe Dehnungswerte sowie n-Werte erzielt. Die mechanischen Kennwerte verhalten sich dabei quasiisotrop.
Darüber hinaus ist das Produkt aus Zugfestigkeit und Dehnung sehr hoch, wie auch die Lochaufweitungswerte und der Biegewinkel.
Abhängig vom Gesamtprozess (ausschließlich kontinuierliche Durchlaufglüh- anlage oder Durchlaufglühanlage mit zusätzlicher Schmelztauchveredelung) sind unterschiedliche Ansätze für eine Wärmebehandlung möglich.
Bei einer kontinuierlichen Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelz- tauchveredelung wird das auf Enddicke kaltgewalzte Stahlband ausgehend von der Glühbandtemperatur (T6, T6**) mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 10 bis 100 K/s optional auf Zwischentemperaturen (T7, T8) von ca. 300 bis 730°C abgekühlt, anschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30 K/s von der Zwischentemperatur (T8) auf die Ofenaustrittstemperatur (T10) von 100 bis 200°C anschließend auf Anlagenaustrittstemperatur siehe Verfahren 1. Optional kann von der Glühbandtemperatur (T6*) innerhalb des Zweiphasen- gebietes mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 10°C/s auf eine Zwischentemperatur (T7*) von 600°C bis Ac1 abgekühlt werden. Ausgehend von dieser Zwischentemperatur (T7*) erfolgt eine weitere Abkühlung mit ca. 10 bis 100 K/s optional zu einer weiteren Zwischentemperatur (T8) von ca. 300 bis 500°C, mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s erfolgt die finale Abkühlung von der Zwischentemperatur T8 auf die Ofenaustrittstemperatur (T10) von 100 bis 200°C bis auf Anlagenaustrittstemperatur. Als vorteilhaft hat sich herausgestellt, dass durch eine gezielte Ansteuerung der einzelnen Kühlzonen in der Langsamkühlstrecke (SCS = Slow Cooling Section) eine Einstellung von Gefügeanteilen gesteuert werden kann.
Beim erfindungsgemäßen Stahl hat sich als besonders vorteilhaft herausgestellt, dass durch eine gezielte Kombination von Kühlzonen in der Langsamkühlung (SCS) und der Schnellkühlung (RCS = Rapid Cooling Section) sowie mit oder ohne einer Unterkühlung (SC = Super Cooling) weitere Möglichkeiten der definierten Einstellung von Gefügeanteilen ergeben. Bei einer kontinuierlichen Durchlaufglühanlage mit anschließender Sch m elztau ch- veredelung wird ein Warmband bzw. ein auf Enddicke kaltgewalzte Stahlband ausgehend von der Glühbandtemperatur (T6, T6*, T6**) mit einer Abkühl- geschwindigkeit von ca. 10 bis 100 K/s optional auf Zwischentemperaturen (T7, T 7*, T8, T9) von ca. 300 bis 470°C, mit Wiedererwärmen auf Schmelzbadtemperatur (T 11 ; bei Schmelztauchveredlung 430 bis 470°C: Gl, GF, GL, ZM) bzw. 600°C bei der Schmelztauchveredlung AS, abgekühlt, die Kühlung vor dem Eintritt in das Schmelzbad erfolgt natürlich und somit ohne Kontrolle; erst nach dem Austritt aus dem Schmelzbad wird bis zum Erreichen der Zwischentemperatur (T12) von ca. 180 bis 280°C die Kühlung fortgesetzt. Abhängig von der Schmelzbadtemperatur (T11 ) ergibt sich dabei eine Haltetemperatur im Schmelzbad von ca. 430 bis 600°C. Anschließend erfolgt eine weitere Abkühlung auf Nachbehandlungstemperatur (T14) von < 40°C durch eine direkte Wasserkühlung (WQ = Water Quench) mit einer Abkühlrate > 100 K/s. Die Abkühlung bis zur Anlagenaustrittstemperatur erfolgt mit einer natürlichen Abkühlgeschwindigkeit (siehe Verfahren 2, beispielsweise Figur 5.9).
Bei der Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Für den Schmelztauchüberzug GA (Galvannealed) wird beim Verfahren 2 eine zweite Wärmebehandlung nach dem Schmelztauchprozess auf eine Zwischentemperatur (T13) durchgeführt (siehe Verfahren 2, beispielsweise Figur 5.9*). Als besonders vorteilhaft hat sich beim erfindungsgemäßen Stahl eine zusätzliche Unterkühlung auf eine Zwischentemperatur (T9), auf die gezielte Einstellung von Gefügebestandteilen, herausgestellt, sowohl beim Verfahren 1 (CAL = Countinuous Annealing Line), wie auch beim Verfahren 2 (CGL = Countinuous Galvanizing Line), siehe beispielsweise Figur 5.5, Figur 5.11 und Figur 5.11 *.
Tabelle 1: Bezeichnungen in Abbildungen
Figure imgf000026_0001

Claims

Patentansprüche:
1. Hochfester Mehrphasenstahl, bestehend aus (in Gewichts-Prozent):
C >0,100 bis <0,240
Si >0,100 bis <2,000
Mn > 1,500 bis < 2,200
Cr < 0,600
AI >0,015 bis <2,000
N >0,0020 bis <0,0120
P < 0,050
S <0,010
Ti < 0,200
Nb < 0,200
V < 0,200
B < 0,0050
Mo < 0,600
Ca >0,001 Obis <0,0060
Cu < 0,200
Ni < 0,050
Sn < 0,040
Rest Eisen und übliche stahlbegleitende Verunreinigungen
- wobei die Summe der Bestandteile Cr und Mo kleiner oder gleich 0,600 Gewichts-Prozent beträgt, wobei die Summe der Bestandteile Ti und Nb kleiner oder gleich 0,200 Gewichts-Prozent beträgt, - wobei die Summe der Bestandteile C, Si, Mn und AI größer oder gleich 2,900 Gewichts-Prozent und kleiner oder gleich 4,000 Gewichts-Prozent beträgt,
- wobei der Stahl eine Mindestzugfestigkeit von 580 MPa aufweist.
2. Stahl nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet, dass
der Stahl mittels Luftabkühlung härtbar ist.
3. Stahlband, insbesondere Kaltband, bestehend aus dem Stahl nach einem der Ansprüche 1 bis 2,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Summe der Bestandteile C, Si, Mn und AI in Abhängigkeit der Enddicke des Stahlbandes liegt bei:
Enddicke 0,50 mm bis 1 ,00 mm: größer oder gleich 3,000 Gewichts- Prozent und kleiner oder gleich 3,300 Gewichts-Prozent,
Enddicke >1 ,00 mm bis 2,00 mm: größer oder gleich 3,100 Gewichts-Prozent und kleiner oder gleich 3,600 Gewichts-Prozent,
Enddicke >2,00 mm bis 3,00 mm: größer oder gleich 3,400 Gewichts-Prozent und kleiner oder gleich 4,000 Gewichts-Prozent.
4. Stahlband nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Zugaben von Si, Mn und AI im Hinblick auf die zu erzielenden Festigkeitseigenschaften gemäß der Beziehung
Re , YS(MPa) = -75,3 + 63,2 C + 147,9 Si + 161,1 Mn + 141,5 Al und / oder der Beziehung
Rm , TS (MPa) = 67,1 + 81,0 C + 189,4 * Si + 174,1 Mn + 186,3 Al austauschbar sind.
5. Stahlband nach einem der Ansprüche 3 und 4,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Stahlband einen Wert für ein Produkt aus einer Zugfestigkeit (Rm in MPa) und einer Dehnung (A in %) von mindestens 21.830 MPa% bei A80, insbesondere von mindestens 26.486 MPa% bei A50 aufweist.
6. Stahlband, nach einem der Ansprüche 3 und 5,
- aufweisend einen Mindestlochaufweitungswert l nach ISO 16630 von 25 %, insbesondere von 50 % bei einer dominierenden Sondereigenschaft „garantierte Lochaufweitung“ in Längsrichtung bzw. Querrichtung; und
- aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x l (Zugfestigkeit x [Lochaufweitung l nach ISO 16630]) von 14.750 MPa%, insbesondere von 29.500 MPa% bei der dominierenden Sondereigenschaft „garantierte Lochaufweitung“ in Längsrichtung bzw. Querrichtung.
7. Stahlband nach Anspruch 3 bis 5,
- aufweisend einen Mindestbiegewinkel a nach VDA 238-100 von 60° insbesondere von 120 % bei der dominierenden Sondereigenschaft „garantierter Biegewinkel“ in Längsrichtung bzw. Querrichtung; und
- aufweisend einen Mindestproduktwert Rm x a (Zugfestigkeit x [Biegewinkel nach VDA 238-100]) von 35.400 MPa°, insbesondere von 70.800 MPa° bei der dominierenden Sondereigenschaft „garantierter Biegewinkel“ in Längsrichtung bzw. Querrichtung.
8. Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes nach einem der Ansprüche 3 bis 7,
dadurch gekennzeichnet, dass
zur Erzeugung eines mehrphasigen Gefüges das auf die Enddicke kaltgewalzte Stahlband in einem Durchlaufofen geglüht wird.
9. Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes nach dem Anspruch 6,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Glühung bei einer interkritischen Temperatur zwischen der Ac1 - und Ac3-Temperatur der Stahlzusammensetzung stattfindet.
10. Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes nach dem Anspruch 6,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Glühung bei einer Temperatur oberhalb der Ac3-Temperatur der Stahlzusammensetzung mit einer anschließenden gesteuerten Abkühlung stattfindet.
11. Verfahren nach Anspruch 9,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Glühung in dem Durchlaufofen bei Temperaturen zwischen 730 und 950 °C erfolgt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 9 und 10,
dadurch gekennzeichnet, dass
Stahlbänder mit unterschiedlichen Enddicken hergestellt werden, wobei bei der Durchführung einer Durchlaufglühung unterschiedlich dicker Stahlbänder gleiche oder vergleichbare Gefügezustände und/oder gleiche oder vergleichbare mechanische Kennwerte der Bänder durch Anpassung der Anlagendurchlaufgeschwindigkeit bei der Wärmebehandlung eingestellt werden.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 bis 11 ,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Stahlband einer Schmelztauchveredelung unterzogen wird.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 bis 12,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Stahlband einem abschließenden Dressiervorgang unterzogen wird.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 bis 12,
dadurch gekennzeichnet, dass
das Stahlband im Anschluss an eine Glühung oder Schmelztauch- veredelung einem Streckbiege-Richtprozess unterzogen wird.
16. Verfahren nach einem der Ansprüche 3 bis 14,
dadurch gekennzeichnet, dass
aus dem fertigen Stahlband eine Platine zugeschnitten wird, die auf eine Temperatur oberhalb der Ac3-Temperatur der Stahlzusammensetzung erwärmt wird, wobei die erwärmte Platine zu einem Bauteil umgeformt und anschließend in einem Werkzeug oder an der Luft gehärtet wird.
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