WO2024068957A1 - Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem hochfesten mehrphasenstahl und entsprechendes stahlband - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines stahlbandes aus einem hochfesten mehrphasenstahl und entsprechendes stahlband Download PDF

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steel strip
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strip
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Jan ROIK
Manuel Maikranz-Valentin
Konstantin MOLODOV
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Salzgitter Flachstahl Gmbh
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a steel strip from a high-strength multi-phase steel which has a tensile strength of at least 700 MPa in the longitudinal direction.
  • the invention further relates to a corresponding steel strip made of a high-strength multiphase steel, which has a tensile strength of at least 700 MPa in the longitudinal direction.
  • phase proportions of over 25% by volume of martensite and/or bainite are an essential microstructural component in order to achieve high tensile strengths (e.g. > 600 MPa). With increasing proportions, for example of 50, 70 or 100% by volume, tensile strengths of over 1300 MPa are also possible, depending on the chemical composition. Particularly in the case of annealing treatments with slow cooling rates and/or a coarse structure, resulting from an annealing treatment at high annealing temperatures, the proportion of hard phase components (martensite or bainite, possibly also tempered) must be higher in order to achieve higher strength.
  • a steel strip is hereinafter understood to mean a hot or cold rolled and annealed steel strip.
  • Common thicknesses of a hot-rolled steel strip, also known as hot strip are between 1.8 mm and 18 mm.
  • Cold-rolled, annealed steel strips are referred to as cold strip or thin sheet and usually have thicknesses in the range of 0.5 mm to 2.5 mm, whereby the strip thickness can be adjusted to different flexibilities through targeted processing, even within a cold strip or thin sheet.
  • strip sheets are also used on an industrial scale as wound strip in furnaces such as: B.
  • hood annealing systems heat treated “as a whole” (discontinuous annealing/discontinuous annealing system).
  • Hood annealing treatments of low-alloy strip sheets are carried out either as recovery annealing or recrystallization/soft annealing.
  • recovery annealing a strip sheet that is usually cold-formed is annealed at temperatures below 700 °C in order to achieve a high tensile strength in the steel strip resulting from the annealing while at the same time having a high yield point and low ductility.
  • a recovery-annealed steel has a pronounced yield strength, moderate ductility and a high yield strength/tensile strength ratio > 0.8, which can be critical for further processing of the steel strip.
  • the materials science mechanism of recovery which is the cause of the technological parameters after the hood annealing treatment, is very dependent on the annealing temperature, the annealing duration and the previous cold deformation of the strip sheet (e.g. the degree of cold rolling in cold rolling).
  • the strip is annealed at temperatures around the Ai transformation temperature for several hours to days.
  • the tensile strength after the previously described annealing treatment is at strengths below 600 MPa and is significantly lower compared to the strength before the annealing treatment.
  • the ductility increases significantly through recrystallization annealing compared to the unannealed and cold-rolled material.
  • these newly developed multiphase steels must meet the high material requirements regarding yield strength, tensile strength, impact energy and elongation at break.
  • the toughness is determined according to the Charpy notched impact test according to DIN EN ISO 148-1 on solid samples. Structural steels usually achieve an impact energy of 27 J at +20 °C. The toughness decreases as the temperature decreases, so that a material has better - correspondingly good - toughness if at a lower temperature of -20°C it has a significantly higher impact energy of 40 J is determined, or if an impact energy of over 27 J is achieved at a temperature of -40°C.
  • Multiphase steels are known, for example, from the published documents
  • the document EP 1 431 407 A1 describes a method for producing a steel sheet from a multi-phase steel, wherein a rolled strip sheet as a whole is heat treated in such a way that it assumes a maximum temperature between 600 ° C and 800 ° C for a period of one hour, and after This heat treatment is cooled to a temperature below 100 ° C, the cooling preferably taking place at an average cooling rate of between 5 K/h and 100 K/h.
  • the maximum temperature during the heat treatment is chosen so that complete recrystallization occurs, but only enough austenite is formed so that the deep-drawing ability is not impaired.
  • the steel sheet structure is adjusted through subsequent further heat treatment.
  • the object is achieved according to the invention by a method for producing a steel strip with the features of independent claim 1 and a steel strip with the features of independent claim 7.
  • Preferred embodiments of the invention are specified in the subclaims, which can each represent an aspect of the invention individually or in combination.
  • a first aspect of the invention relates to a method for producing a steel strip from a high-strength multi-phase steel which has a tensile strength of at least 700
  • V 0.001 to ⁇ 0.300
  • the remainder is iron, including the usual impurities associated with steel melting, and having a carbon equivalent CEV which is greater than 0.570 and less than 0.900, the carbon equivalent CEV being calculated according to the following formula
  • CEV C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 resulting from the contents of the corresponding elements in weight %, as a whole - in particular rolled up into a coil - is heat-treated in such a way that it assumes a temperature above 770°C for a period > 30 minutes, and after this heat treatment is cooled to a temperature below 100°C, where the cooling
  • phase components bainite and/or martensite which are characteristic of multi-phase steels, form from austenitic phase components when the steel cools from a temperature above the Ai temperature.
  • the material must be sufficiently hardenable in accordance with the technically possible cooling rate.
  • the hardenability of a steel depends on the chemical composition and can be approximately described by the following carbon equivalent CEV:
  • the heat treatment is also referred to as "annealing” and can be carried out, for example, using the bell annealing system mentioned above.
  • alloying elements such as manganese (Mn), chromium (Cr), carbon (C), vanadium (V), molybdenum (Mo), copper (Cu) and/or nickel (Ni) is not tolerable for the previous process steps such as continuous casting, hot rolling or cold rolling and the subsequent joining operations such as welding.
  • a low annealing temperature should preferably be selected in order to locally enrich the alloying elements in the austenite and thus achieve better local hardenability in the austenite.
  • the CEV is limited to 0.570 to a maximum of 0.900.
  • the proportion of alloying elements and thus also the CEV should be kept low.
  • the average cooling rate should preferably be between 1 K/h and 300 K/h in the critical temperature range from 750 °C to 200 °C.
  • the microstructure components of multiphase steels that provide strength, such as bainite and/or martensite, are formed from the austenitic phase components during cooling at temperatures below 570 °C.
  • tempering At temperatures above room temperature, particularly above 200 °C, the local high strengths of the martensite and bainite phases are reduced by what is known as tempering or self-tempering.
  • This tempering mechanism is thermally activated. The decrease in strength due to tempering/self-tempering increases accordingly with longer residence times at higher temperatures, particularly at temperatures above 100 °C.
  • Multiphase steels with untempered martensite have lower toughness.
  • a sufficient holding time above 100°C is necessary after martensite formation, i.e. after the temperature falls below the martensite formation temperature Ms for the first time.
  • Ms temperatures low martensite start temperatures
  • the product manufactured by the manufacturing process according to the invention i.e. the hot-rolled and/or cold-rolled steel strip made of high-strength multiphase steel with a tensile strength of at least 700 MPa in the longitudinal direction, has, in particular, a structure per steel thickness in which the sum of the volume fractions of the structural components martensite, tempered martensite, residual austenite, M/A phase, upper bainite and lower bainite is at least 25.0 volume % and the remaining structure consists of ferrite and pearlite.
  • the process can be implemented on a large scale using a bell annealing plant.
  • this is only possible for low-alloy steels using the manufacturing process according to the invention, as the process involves targeted phase transformations during heat treatment.
  • it is essential to anneal in a temperature range above the Ai temperature, similar to heat treatment during continuous annealing, although the temperature does not necessarily have to be above the A3 temperature.
  • the necessary annealing temperatures can vary depending on the chemical composition of the steel strip.
  • the heat treatment is preferably carried out in a non-decarburizing atmosphere.
  • the strip sheet is heated from 200 ° C to a temperature of 750 ° C during the heat treatment at an average heating rate between 1 K / h and 150 K / h.
  • An accelerated heating rate > 150 K/h should be avoided due to internal stresses and homogeneous material properties, especially in the case of a coil wound as a whole into a steel strip.
  • a heating rate slower than 1 K/h is not recommended for reasons of energy saving.
  • heating for at least 30 minutes is preferred. Longer holding times are beneficial for more homogeneous heating, but are not recommended due to the associated grain growth, which in turn causes a loss of strength.
  • the steel strip plate reaches a maximum temperature of at least 780 ° C and at most 950 ° C, preferably at least 790 ° C and at most 850 ° C, during the heat treatment.
  • the steel strip is provided with a surface coating in the form of a metallic coating, organic coating or paint after cooling.
  • the steel strip is then a coated Steel strip, which in addition to the actual steel strip made of high-strength multi-phase steel also includes the coating on one or both sides.
  • the quotient R p o,2 /R m of the heat-treated steel strip is increased by at least 0.05 by a plastic deformation such as stretch bending, bending or skin passing and the steel strip has a ratio of yield strength to tensile strength R p o,2 /Rm between 0.50 and 0.90.
  • the chemical composition of the rolled strip sheet comprises at least one of the following elements in weight %:
  • a further aspect of the invention relates to a steel strip made of a high-strength multiphase steel which has a tensile strength of at least 700 MPa in the longitudinal direction, good toughness and a continuous yield strength, the multiphase steel consisting of the elements in weight %:
  • CEV C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 results from the contents of the corresponding elements in weight %, whereby the multi-phase steel has a structure in which the sum of the volume fractions of the structural components martensite, tempered martensite, residual austenite, M/A phase, upper bainite and lower bainite is at least 25.0 volume % and the remaining structure consists of ferrite and pearlite.
  • Such a steel strip can be produced from a rolled strip of steel of the corresponding composition by heat treating this strip - in particular rolled up into a coil - "as a whole" using the manufacturing process for producing a steel strip described at the beginning. Said heat treatment is also referred to as "annealing” and can be carried out, for example, using the bell annealing system mentioned at the beginning.
  • the invention therefore makes it possible to provide a steel strip which has a high tensile strength > 700 MPa, in particular with a good ductility Aso > 8%, a low yield strength ratio R p o.2 / Rm ⁇ 0.70 and a continuous yield strength and at in which these technological parameters are not significantly influenced by the microstructure after heat treatment or by cold deformation before heat treatment.
  • the ratio of yield strength to tensile strength R p o.2/Rm is less than 0.70 and the elongation at break Aso is > 8%.
  • a continuous yield strength is particularly preferable for subsequent forming, as it prevents the formation of flow patterns during deep drawing, for example.
  • the proportion of retained austenite is less than 1% by volume and the pearlite content is less than 2% by volume.
  • the ratio of yield strength to tensile strength R p o,2/Rm is less than 0.70 and the elongation at break Aso is > 8% in the longitudinal direction.
  • the steel strip has at least one of the following properties: a notch impact energy at a test temperature of -20°C > 40 J, the test being carried out on notch impact bending specimens in accordance with DIN EN ISO 148-1 and along the rolling direction, and a notch impact energy at a test temperature of -40°C > 27 J, the test being carried out on notch impact bending specimens in accordance with DIN EN ISO 148-1 and along the rolling direction.
  • the notch impact energy determined in this way i.e. in accordance with the Charpy notch impact bending test, is a measure of the toughness.
  • the steel strip in particular has a constant thickness, whereby the term “constant thickness” is to be understood in the sense of the usual standard tolerance (e.g. according to EN 10051).
  • the steel strip has a specifically different thickness in its longitudinal extent.
  • the effect of the elements in the steel strip according to the invention with a multiphase structure is described in more detail below.
  • the multiphase steels are typically chemically constructed in such a way that alloying elements are combined with and without microalloying elements.
  • Accompanying elements are unavoidable and are taken into account in the analysis concept with regard to their effect, if necessary.
  • Hydrogen (H) is the only element that can diffuse through the iron lattice without causing lattice stress. This means that hydrogen is relatively mobile in the iron lattice and can be absorbed relatively easily during production. Hydrogen can only be absorbed into the iron lattice in atomic (ionic) form. Hydrogen has a strong embrittling effect and diffuses preferentially to energetically favorable locations (defects, grain boundaries, etc.). Defects act as hydrogen traps and can significantly increase the residence time of hydrogen in the material.
  • Nitrogen (N) is also an accompanying element from steel production. Steels with free nitrogen tend to have a strong aging effect. Nitrogen diffuses to dislocations even at low temperatures and blocks them. It thus causes an increase in strength combined with a rapid loss of toughness.
  • the nitrogen can be bound in the form of nitrides by alloying with aluminum or titanium, for example. For the reasons mentioned above, the nitrogen content is limited to ⁇ 0.0160 weight percent. % or to quantities unavoidable during steel production.
  • sulphur Like phosphorus, sulphur (S) is bound as a trace element in iron ore. It is undesirable in steel (except for free-cutting steels) because it tends to segregate strongly and has a strong embrittling effect. Attempts are therefore made to achieve the lowest possible amounts of sulphur in the melt (e.g. by means of deep vacuum treatment). Furthermore, the existing sulphur is converted into the relatively harmless compound manganese sulphide (MnS) by adding manganese. The manganese sulphides are often rolled out in rows during the rolling process and act as nucleation points for the transformation.
  • the sulphur content is limited to ⁇ 0.020% by weight or to amounts that are unavoidable in steel production.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness through solid solution solidification and improves hardenability. However, attempts are usually made to reduce the phosphorus content as much as possible because, among other things, its low diffusion rate means it has a strong tendency to segregate and greatly reduces the toughness. Grain boundary fractures occur due to the accumulation of phosphorus at the grain boundaries. In addition, phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior up to 300 °C. During hot rolling, phosphorus oxides near the surface can cause cracking at the grain boundaries. By adding small amounts of boron, the negative effects of phosphorus can be partially compensated.
  • P is used in small quantities ( ⁇ 0.1%) as a microalloying element due to its low cost and high increase in strength, for example in higher-strength IF steels (interstitial free).
  • the optional phosphorus content is limited to ⁇ 0.050% or to quantities that are unavoidable in steel production.
  • Alloying elements are usually added to steel to specifically influence certain properties.
  • An alloying element can be present in different Steels have different properties. The relationships are varied and complex. The effect of alloying elements will be discussed in more detail below.
  • Carbon (C) is considered the most important alloying element in steel. It is only through its targeted introduction of up to 2.06% that iron becomes steel. The carbon content is often drastically reduced during steel production. In the multiphase steel according to the invention, its content is 0.080% to 0.350% by weight. Due to its comparatively small atomic radius, carbon is dissolved interstitially in the iron lattice. The solubility is a maximum of 0.02% in a-iron and a maximum of 2.06% in y-iron. In dissolved form, carbon significantly increases the hardenability of steel. The different solubility requires pronounced diffusion processes during the phase transformation, which can lead to very different kinetic conditions.
  • Aluminium (AI) is usually added to steel to bind the oxygen and nitrogen dissolved in the iron.
  • the oxygen and nitrogen are thus converted into aluminium oxides and aluminium nitrides.
  • These precipitates can cause grain refinement by increasing the number of nucleation sites and thus increase the toughness properties and strength values.
  • Aluminium nitride is not precipitated if titanium is present in sufficient quantities. Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and are formed at higher temperatures. In the dissolved state, aluminium, like silicon, shifts the ferrite formation to shorter times and thus enables the formation of sufficient ferrite. It also suppresses the formation of carbide and thus leads to a delayed transformation of the austenite.
  • AI is also known as Alloying element used in retained austenitic steels to substitute part of the silicon with aluminum.
  • Al is slightly less critical for the galvanizing reaction than Si.
  • carbides especially MsC carbides, where M stands for a metallic alloying element
  • the optional Al content is therefore set at 0.0030 wt% to 1.0 wt%.
  • Silicon (Si) binds oxygen during casting and thus reduces segregation and contamination in the steel.
  • silicon increases the strength of the ferrite through solid solution solidification while only slightly decreasing the elongation at break.
  • Another important effect is that silicon postpones the formation of ferrite to shorter times, thus allowing sufficient ferrite to be formed before quenching in continuously annealed material.
  • the austenite is enriched with carbon and stabilized. At higher contents, silicon noticeably stabilizes the austenite in the lower temperature range, especially in the area of bainite formation, by preventing carbide formation.
  • the optional Si content is therefore set at 0.050% by weight to 1.5% by weight, preferably at 0.25% by weight to 0.80% by weight.
  • Manganese (Mn) is added to almost all steels for desulfurization in order to convert the harmful sulfur into manganese sulfides.
  • manganese increases the strength of the ferrite through solid solution solidification and shifts the transformation to lower temperatures.
  • a main reason for adding manganese is to significantly improve hardenability. Due to the diffusion hindrance, the pearlite and bainite transformation is postponed to longer times and the martensite Starting temperature reduced.
  • Manganese like silicon, tends to form oxides on the steel surface during annealing treatment.
  • manganese oxides e.g. MnO
  • Mn mixed oxides e.g.
  • Mn2SiÜ4 can occur.
  • manganese is to be considered less critical with a low Si/Mn or Al/Mn ratio, as globular oxides rather than oxide films are formed.
  • the Mn content is therefore set at 0.80% by weight to 3.50% by weight, preferably up to 2.70% by weight.
  • Molybdenum Molybdenum is added in a similar way to chromium to improve hardenability. The pearlite and bainite transformation is pushed to longer times and the martensite start temperature is lowered. In particular, the delay in pearlite formation by Mo is absolutely necessary in order to produce a steel according to the invention. Molybdenum also increases the tempering resistance considerably and increases the strength of the ferrite through solid solution strengthening.
  • the Mo content is alloyed depending on the dimensions, the system configuration and the microstructure setting. For the reasons mentioned above, the Mo content is set at 0.10 to 1.00% by weight, preferably from 0.150 to a maximum of 0.60% by weight, particularly for cost reasons.
  • Chromium (Cr) The addition of chromium mainly improves hardenability. In the dissolved state, chromium shifts the pearlite and bainite transformation to longer times and at the same time lowers the martensite start temperature. Another important effect is that chromium significantly increases tempering resistance. Chromium is also a carbide former. If chromium is in carbide form, the austenitizing temperature before hardening must be high enough to dissolve the chromium carbides. Otherwise, the increased number of nuclei can lead to a deterioration in hardenability. Chromium also tends to form oxides on the steel surface during annealing, which can deteriorate the galvanizing quality. The optional Cr content is therefore set at values of 0.05 to 1.0% by weight, preferably 0.30 to 0.70.
  • Copper can increase the tensile strength and hardenability.
  • copper can form a protective oxide layer on the surface that can significantly reduce the corrosion rate.
  • copper can form harmful oxides at the grain boundaries that can have negative effects, particularly for hot forming processes.
  • the optional copper content is therefore limited to 1.00, preferably 0.20% by weight.
  • Calcium is used in the production of high-strength steels for deoxidation, desulfurization and to control the size and shape of oxides and sulfides. This results in improved ductility and toughness, particularly with high-strength steels. In addition, steels with added calcium are less prone to hot cracking, for example during hot rolling. For the reasons mentioned above and because of the very low solubility of calcium in steel - if required - the optional calcium content is therefore limited to 0.0005 to 0.0060% by weight.
  • Microalloying elements are usually only added in very small quantities ( ⁇ 0.1%). Typical microalloying elements are aluminum, vanadium, titanium, niobium and boron. In contrast to alloying elements, they mainly act by forming precipitations, but can also influence properties in a dissolved state. Despite the small amounts added, microalloying elements have a strong influence on the manufacturing conditions as well as the processing and final properties. Carbide and nitride formers that are soluble in the iron lattice are usually used as microalloying elements. The formation of carbonitrides is also possible due to the complete solubility of nitrides and carbides in one another.
  • the tendency to form oxides and sulfides is usually most pronounced in microalloying elements, but is usually deliberately prevented by other alloying elements. This property can be used positively by binding the generally harmful elements sulfur and oxygen. However, binding can also have negative effects if there are no longer enough microalloying elements available for the formation of carbides.
  • Titanium (Ti) forms very stable nitrides (TiN) and sulphides (TiS2) even at high temperatures. Depending on the nitrogen content, these partially dissolve only in the Melt. If the resulting precipitates are not removed with the slag, the high temperature at which they are formed causes them to form coarse particles in the material, which are generally not beneficial for the mechanical properties.
  • the binding of free nitrogen and oxygen has a positive effect on toughness. Titanium protects other dissolved microalloying elements, such as niobium, from binding by nitrogen. These can then develop their effect optimally.
  • Nitrides which only form at lower temperatures when the oxygen and nitrogen content drops, can also effectively hinder austenite grain growth.
  • Unbound titanium forms titanium carbides at temperatures above 1150 °C and can thus cause grain refinement (inhibition of austenite grain growth, grain refinement through delayed recrystallization and/or increase in the number of nuclei in o-Zy transformation) and precipitation hardening.
  • the optional Ti content therefore ranges from 0.005 to 0.150 weight percent.
  • Niobium (Nb) causes strong grain refinement, as it is the most effective of all microalloying elements in delaying recrystallization and also inhibits austenite grain growth.
  • the strength-increasing effect is qualitatively higher than that of titanium, evident from the increased grain refinement effect and the larger amount of strength-increasing particles (titanium sets to form coarse TiN at high temperatures).
  • Niobium carbides form at temperatures below 1200 °C. When nitrogen is set with titanium, niobium can increase its strength-increasing effect by forming small and effective carbides in the lower temperature range (smaller carbide sizes). Another effect of niobium is the delay of the a-Zy transformation and the lowering of the martensite start temperature in the dissolved state.
  • Vanadium (V) The formation of carbide and nitride in vanadium only begins at temperatures of around 1000 °C or after the a/y transformation, i.e. much later than with titanium and niobium. Vanadium therefore has hardly any grain-refining effect due to the small number of precipitates present in the austenite. Austenite grain growth is also not inhibited by the late precipitation of the vanadium carbides. The strength-increasing effect is therefore based almost exclusively on precipitation hardening.
  • One advantage of vanadium is its high solubility in the austenite and the large volume proportion of fine precipitates caused by the low precipitation temperature.
  • the optional V content is therefore limited to values of 0.001 to 0.300% by weight.
  • Boron (B) forms nitrides or carbides with nitrogen and carbon; As a rule, however, this is not the aim. On the one hand, due to the low solubility, only a small amount of precipitates is formed and, on the other hand, these are mostly precipitated at the grain boundaries. An increase in hardness on the surface is not achieved (with the exception of boriding with the formation of FeB and Fe2B in the edge zone of a workpiece). In order to prevent nitride formation, attempts are usually made to bind the nitrogen with higher affinity elements. Titanium in particular can ensure the binding of all nitrogen. When dissolved in very small amounts, boron leads to a significant improvement in hardenability.
  • boron The mechanism of action of boron can be described as follows: When the temperature is controlled appropriately, boron atoms accumulate on the grain boundaries and, by lowering the grain boundary energy, make the formation of ferrite nuclei capable of growth significantly more difficult. When controlling the temperature, care must be taken to ensure that boron is predominantly distributed atomically in the grain boundary and is not present in the form of precipitates due to excessive temperatures. The effectiveness of boron is reduced as the grain size and carbon content (> 0.8%) increase. A quantity above 60 ppm also causes a decrease in hardenability, as boron carbides act as nuclei on the grain boundaries.
  • boron diffuses extremely well due to its small atomic diameter and has a very high affinity for oxygen, which can lead to a reduction in the boron content in areas close to the surface (up to 0.5 mm).
  • annealing at temperatures above 1000 °C is not recommended. This is also recommended as boron can lead to severe coarse grain formation at annealing temperatures above 1000 °C.
  • the optional B content is limited to values of 0.0005 to 0.0050% by weight.
  • Fig. 1 is a graphical representation of the temporal temperature profile of a rolled steel strip and a plant heat-treating this strip during a heat treatment according to a preferred embodiment of the invention in a temperature-time diagram and
  • Fig. 2 The stress-strain curves of a steel strip designed according to the invention and the stress-strain curves of a comparison steel strip with a different steel composition.
  • annealing treatments according to the invention can be carried out in several stages or additional annealing treatments can be provided in relation to the overall process.
  • An example time-temperature cycle which represents the characteristic temperature ranges for holding times, cooling rates and heating rates, is shown in Fig. 1.
  • the temperature T in °C
  • a rolled strip sheet made of steel of the appropriate composition is brought into a compact shape, in particular rolled into a coil, which makes it possible to move the strip sheet as a whole into an apparatus for heat treatment (keywords: discontinuous annealing treatment/discontinuous annealing system).
  • the sheet metal strip is heated to a temperature T > 750 ° C within approximately 22 hours, i.e. with an average heating rate of approximately 25 K/h, with a total maximum temperature of at least 780 ° C during the heat treatment C and at most 950 °C, preferably at most 850 °C.
  • the strip sheet is then kept at a temperature above 770 ° C for approximately 15.5 hours using the apparatus in a second phase/step S2.
  • the strip sheet is then cooled down (overlapping phases/steps S3 and S4). During this cooling, the temperature range from 750 °C to 200 °C is passed through in a period of around 16 hours. This results in a third step S3 of cooling from 750 ° C to 200 ° C with an average cooling rate of approximately 35 K/h.
  • the strip sheet is kept in the temperature range between the martensite starting temperature Ms and 100 ° C in a fourth step S4 for approximately 17 hours.
  • the strip steel of the corresponding steel concept i.e. suitable composition
  • the desired structure is created and the steel strip made of high-strength multi-phase steel is created. Cooling takes place to a certain temperature, preferably in the heat treatment apparatus. This is, for example, a bell annealing system. The example shown is around 35 K/h and is in a preferred cooling range of 20 K/h to 80 K/h.
  • Table 1 below lists examples of material concepts, more precisely steel concepts, and their chemical composition in weight %. If an alloying element or the CEV value is not in accordance with the invention, this is indicated.
  • steel concepts according to the invention which in the form of a hot- or cold-rolled strip sheet serve as input material for the inventive production of a product according to the invention, steel concepts that are not in accordance with the invention are also given for comparison.
  • steels with Mo contents ⁇ 0.10% by weight are not according to the invention because they form too high a volume of pearlite when cooled.
  • Steel 8 contains Mo, but it is still not according to the invention because it contains too low a proportion of microalloy elements, which is evident from the low CEV value of 0.55. This is particularly evident in steel 28, as it has the highest Mo content of 0.586, but also only has a non-inventive CEV of 0.55.
  • the parameters of a manufacturing process according to the invention are listed in Table 2. Process parameters that are not according to the invention are marked. Steels with a thickness of less than 2.0 mm have in particular been cold-rolled before annealing. Steels with a thickness greater than 2.0 mm have not been cold rolled. A forming operation carried out before the heat treatment, such as cold rolling, is therefore not necessary for production according to the invention. According to Table 2, in particular the steels with manufacturing processes in which the chemical composition is not according to the invention are not according to the invention. In process cycles 34, 45 and 57, the maximum annealing temperature of 766 ° C is not sufficient to form sufficient austenite, so that these process cycles are also not according to the invention.
  • compositions according to the invention with the corresponding process cycles according to the invention also result in the steels according to the invention with the properties according to the invention.
  • the combination of high tensile strength > 700 MPa and high toughness with an impact energy > 40 J at a test temperature of 20 ° C, the continuous yield strength R p o,2 and the good ductility > 8% characterize the steels according to the invention.
  • the associated stress-strain curves for the steel 0 according to the invention, produced according to production process 0, and the non-inventive steel 2, produced according to production process 3, can be seen in Fig. 2.
  • the stress o in MPa is plotted against the strain E in %.
  • the curve A with dash-dot notation results for steel 2 and process 3, and is therefore exemplary for a comparative example.
  • the curve B noted with a solid line, results for steel 0 and process 0, and is therefore exemplary for an example according to the invention.
  • the steel 0 according to the invention has in particular a high tensile strength > 700 MPa, a continuous yield strength, good ductility and a low ratio of yield strength Rp0.2/Rm.
  • the steel 2, which is not according to the invention has an undesirably pronounced yield strength and a low tensile strength of approx. 600 MPa.

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem hochfesten Mehrphasenstahl, welches eine Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa in Längsrichtung aufweist, wobei ein gewalztes Bandblech aus Stahl bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C ≥ 0,080 bis ≤ 0,350, Mn ≥ 0,80 bis ≤ 3,50, Mo ≥ 0,10 bis ≤ 1,00, N ≥ 0,0020 bis ≤ 0,0160, S < 0,020, Optional einem oder mehreren der folgenden Elemente: Cr ≥ 0,050 bis ≤ 1,0, P < 0,050, Cu ≥ 0,001 bis ≤ 1,0, Si ≥ 0,05 bis ≤ 1,5, AI ≥ 0,0030 bis ≤ 1,0, Ni ≥ 0,03 bis ≤ 1,50, Nb ≥ 0,005 bis ≤ 0,150, Ti ≥ 0,005 bis ≤ 0,150, V ≥ 0,001 bis ≤ 0,30, B ≥ 0,0005 bis ≤ 0,0050 und Ca ≥ 0,0005 bis v 0,0060, Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, und aufweisend ein Kohlenstoffäquivalent CEV, welches größer als 0,570 und kleiner als 0,900, ist, wobei sich das Kohlenstoffäquivalent CEV entsprechend der Formel: CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 aus den Gehalten der entsprechenden Elemente in Gewichts-% ergibt, als - insbesondere zu einem Coil aufgerolltes - Ganzes, derart wärmebehandelt wird, dass es eine Temperatur für einen Zeitraum > 30 Minuten oberhalb von 770°C annimmt, und nach dieser Wärmebehandlung auf eine Temperatur unterhalb von 100°C abgekühlt wird, wobei das Abkühlen zwischen 750°C und 200°C (i) mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit größer 1 K/h und kleiner 300 K/h und (ii) im Temperaturbereich von einer Martensit-Starttemperatur Ms bis zu 100°C in einer Zeit größer als 10 h erfolgt, wobei der Zahlenwert [Ms] der Martensit-Starttemperatur Ms in °C basierend auf den Zahlenwerten der jeweiligen Legierungsanteilen der Elemente C, Mn, Ni, Cr, Si und Mo in Gew.-%.nach folgender Formel ermittelt wird: [M s ] = 539 - 423 [C] - 30.4[Mn] - 17.7[Ni] - 12.1[Cr] - 11.0[Si] - 7.0[Mo] Die Erfindung betrifft weiterhin ein entsprechendes Stahlband.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem hochfesten Mehrphasenstahl und entsprechendes Stahlband
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem hochfesten Mehrphasenstahl, welches eine Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa in Längsrichtung aufweist.
Die Erfindung betrifft weiterhin ein entsprechendes Stahlband aus einem hochfesten Mehrphasenstahl, welches eine Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa in Längsrichtung aufweist.
Mehrphasenstähle haben durch ihr Mehrphasengefüge eine exzellente Kombination aus Festigkeit, Verformbarkeit und Duktilität. Insbesondere Phasenanteile über 25 Volumen-% von Martensit und/oder Bainit sind ein essenzieller Mikrostrukturbestandteil, um hohe Zugfestigkeiten (z.B. > 600 MPa) zu erreichen. Mit steigendem Anteil z.B. von 50, 70 oder 100 Volumen-% sind, je nach chemischer Zusammensetzung, auch Zugfestigkeiten über 1300 MPa möglich. Insbesondere bei Glühbehandlungen mit langsamen Abkühlraten und/oder einem groben Gefüge, resultierend durch eine Glühbehandlung bei hohen Glühtemperaturen, muss der Anteil an harten Phasenbestandteilen (Martensit oder Bainit ggf. auch angelassen) höher sein, um eine höhere Festigkeit zu erreichen. Damit ein niedriglegierter Stahl ausreichende Phasenanteile von Bainit und Martensit bilden kann ist eine Glühbehandlung deutlich oberhalb der für Stahl charakteristischen Umwandlungstemperatur Ai mit einer anschließenden ausreichend hohen Abkühlraten notwendig. Zur großtechnischen Herstellung von niedriglegierten Mehrphasenstählen sind kontinuierliche Glühanlagen wie sogenannte „Kontiglühen“ oder Feuerverzinkungslinien notwendig, bei denen die Abkühlraten deutlich über 1 K/s liegen, das Stahlband also innerhalb von Sekunden oder Minuten von Temperaturen oberhalb der Ai-Temperatur auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
Als Stahlband wird nachfolgend ein warm- oder kaltgewalztes und geglühtes Stahlband verstanden. Übliche Dicken eines warmgewalzten Stahlbandes, auch als Warmband bezeichnet, liegen zwischen 1,8 mm und 18 mm. Kaltgewalzte, geglühte Stahlbänder werden als Kaltband oder als Feinblech bezeichnet und weisen üblicherweise Dicken im Bereich von 0,5 mm bis 2,5 mm auf, wobei die Banddicke durch eine gezielte Prozessierung auch innerhalb eines Kaltbandes oder Feinblechs gezielt unterschiedlich flexibel eingestellt werden kann. Neben der großtechnischen Wärmebehandlung per kontinuierlichem Glühen in einem kontinuierlichen Durchlaufglühofen werden Bandbleche im industriellen Maßstab auch als aufgewickeltes Band in Öfen wie z. B. sogenannten Haubenglühanlagen „als Ganzes“ wärmebehandelt (diskontinuierliches Glühen/diskontinuierliche Glühanlage). Haubenglühbehandlungen von niedriglegierten Bandblechen erfolgen entweder als Erholungsglühen oder Rekristallisations-/Weichglühen. Bei der Erholungsglühung wird ein in der Regel kaltverformtes Bandblech bei Temperaturen unterhalb 700 °C geglüht, um bei dem durch das Glühen entstehenden Stahlband eine hohe Zugfestigkeit bei einer zeitgleich hohen Streckgrenze und einer geringen Duktilität einzustellen. Üblicherweise weist ein erholungsgeglühter Stahl eine ausgeprägte Streckgrenze, eine moderate Duktilität und ein hohes Streckgrenzen- / Zugfestigkeitsverhältnis > 0,8 auf, was für die Weiterverarbeitung des Stahlbandes kritisch sein kann. Der werkstoffkundliche Mechanismus des Erholens, der für die technologischen Kennwerte nach der Haubenglühbehandlung ursächlich ist, ist bei der Glühbehandlung sehr stark abhängig von der Glühtemperatur, der Glühdauer und dem vorherigen Kaltverformen des Bandbleches (z.B. dem Kaltwalzgrad beim Kaltwalzen). Bei dem Weich- /Rekristallisationsglühen wird das Band bei Temperaturen um die Ai Umwandlungstemperatur für mehrere Stunden bis Tage geglüht. Die Zugfestigkeit nach der zuvor beschriebenen Glühbehandlung liegt bei Festigkeiten unter 600 MPa und ist verglichen mit der Festigkeit vor der Glühbehandlung signifikant geringer. Die Duktilität nimmt jedoch durch eine Rekristallisationsglühung im Vergleich zu dem ungeglühten und kaltgewalzten Material deutlich zu.
Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller dazu, stetig Lösungen zur Senkung des Flottenkraftstoffverbrauches und CÖ2-Abgasausstoßes unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu finden. 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. Für entsprechend sicherheitsrelevante Bauteile ist bei der Auswahl des Werkstoffs neben einer hohen Festigkeit und guten Duktilität insbesondere eine gute Zähigkeit essenziell, um die Sicherheit in einem Crashfall zu gewährleisten. Die Stahlhersteller tragen durch die Bereitstellung von hochfesten Stählen zur Lösung dieser Aufgabe bei. Darüber hinaus kann durch die Bereitstellung hochfester Stähle mit geringerer Blechdicke das Gewicht der Fahrzeugkomponenten bei gleichem und eventuell sogar verbessertem Bauteilverhalten reduziert werden.
Diese neu entwickelten Mehrphasenstähle müssen neben der geforderten Gewichtsreduzierung den hohen Materialanforderungen bezüglich Dehngrenze, Zugfestigkeit, Kerbschlagarbeit und Bruchdehnung genügen.
Eine Ermittlung der Zähigkeit erfolgt entsprechend dem Charpy-Kerbschlagbiegeversuch nach DIN EN ISO 148-1 an Vollproben. Baustähle erreichen üblicherweise bei +20 °C eine Kerbschlagarbeit von 27 J. Die Zähigkeit nimmt mit abnehmender Temperatur ab, sodass ein Werkstoff eine bessere - dementsprechend gute - Zähigkeit aufweist, wenn bei einer niedrigeren Temperatur von -20°C eine deutlich höhere Kerbschlagarbeit von 40 J ermittelt wird, bzw. wenn bei einer Temperatur von -40°C eine Kerbschlagarbeit über 27 J erreicht wird.
Mehrphasenstähle sind zum Beispiel aus den Offenlegungsschriften
DE 10 2017 131 247 A1, DE 10 2017 130 237 A1 und DE 102015 111 177 A1 bekannt. Die dort offenbarten Werkstoffeigenschaften resultieren durch einen hohen Phasenanteil an Bainit und/oder Martensit, die ausreichend schnelle Abkühlbedingungen benötigen. Ein großtechnisches Prozessieren von derartigen Mehrphasenstählen erfolgt dabei mit kontinuierlichen Glühanlagen.
Das Dokument EP 1 431 407 A1 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbleches aus einem Mehrphasenstahl, wobei ein gewalztes Bandblech als Ganzes derart wärmebehandelt wird, dass es für einen Zeitraum von einer Stunde eine Maximaltemperatur zwischen 600°C und 800 °C annimmt, und nach dieser Wärmebehandlung auf eine Temperatur unterhalb von 100°C abgekühlt wird, wobei das Abkühlen vorzugsweise mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 5 K/h und 100 K/h erfolgt. Die Maximaltemperatur bei der Wärmebehandlung ist dabei so gewählt, dass zwar eine vollständige Rekristallisation erfolgt, jedoch nur so viel Austenit gebildet wird, dass die Tiefziehfähigkeit nicht beeinträchtigt wird. Ein Einstellen des Stahlblech- Gefüges erfolgt durch eine nachgelagerte weitere Wärmebehandlung.
Es ist Aufgabe der Erfindung Maßnahmen zur Bereitstellung von Stahlbändern aus einem hochfestem Mehrphasenstahl anzugeben, der sich zudem durch eine gewisse Zähigkeit auszeichnet. Die Lösung der Aufgabe erfolgt erfindungsgemäß durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit den Merkmalen des unabhängigen Anspruchs 1 und ein Stahlband mit den Merkmalen des unabhängigen Anspruchs 7. Bevorzugte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben, die jeweils einzeln oder in Kombination einen Aspekt der Erfindung darstellen können.
Ein erster Aspekt der Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem hochfesten Mehrphasenstahl, welches eine Zugfestigkeit von mindestens 700
MPa in Längsrichtung aufweist, wobei bei diesem Verfahren ein gewalztes Bandblech aus
Stahl bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%:
C > 0,080 bis < 0,350,
Mn > 0,80 bis < 3,50,
Mo > 0,10 bis < 1 ,00,
N > 0,0020 bis < 0,0160,
S < 0,020,
Optional einem oder mehreren der folgenden Elemente:
Cr > 0,050 bis < 1 ,0,
P < 0,050,
Cu > 0,001 bis < 1 ,0,
Si > 0,05 bis < 1 ,5,
AI > 0,0030 bis < 1 ,0,
Ni > 0,03 bis < 1 ,50,
Nb > 0,005 bis < 0,150,
Ti > 0,005 bis < 0,150,
V > 0,001 bis < 0,300,
B > 0,0005 bis < 0,0050 und
Ca > 0,0005 bis < 0,0060,
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, und aufweisend ein Kohlenstoffäquivalent CEV, welches größer als 0,570 und kleiner als 0,900, ist, wobei sich das Kohlenstoffäquivalent CEV entsprechend folgender Formel
CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 aus den Gehalten der entsprechenden Elemente in Gewichts-% ergibt, als - insbesondere zu einem Coil aufgerolltes - Ganzes, derart wärmebehandelt wird, dass es eine Temperatur für einen Zeitraum > 30 Minuten oberhalb von 770°C annimmt, und nach dieser Wärmebehandlung auf eine Temperatur unterhalb von 100°C abgekühlt wird, wobei das Abkühlen
(i) zwischen 750°C und 200°C mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit größer 1 K/h und kleiner 300 K/h erfolgt und
(ii) im Temperaturbereich von einer Martensit-Starttemperatur Ms bis zu 100°C in einer Zeit größer als 10 Stunden erfolgt, wobei der Zahlenwert [Ms] der Martensit- Starttemperatur Ms in °C basierend auf den Zahlenwerten der jeweiligen Legierungsanteilen der Elemente C, Mn, Ni, Cr, Si und Mo in Gew.-%. nach folgender Formel ermittelt wird:
[Ms] = 539 - 423 [C] - 30.4[Mn] - 17.7[/Vi] - 12.1[Cr] - 11.0[Si] - 7.0[Mo]
Die für Mehrphasenstähle charakteristischen Phasenbestandteile Bainit und/oder Martensit bilden sich aus austenitischen Phasenanteilen beim Abkühlen des Stahls ausgehend von einer Temperatur oberhalb der Ai Temperatur. Damit der Austenit nicht - oder nur in geringen Teilen - in die Phasen Ferrit und/oder Perlit umwandelt, ist eine ausreichende Durchhärtbarkeit des Werkstoffs entsprechend der technisch möglichen Abkühlgeschwindigkeit notwendig. Die Durchhärtbarkeit eines Stahls ist abhängig von der chemischen Zusammensetzung und kann näherungsweise durch das folgende Kohlenstoffäquivalent CEV beschrieben werden:
CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5
Die Wärmebehandlung wird auch als „Glühen“ bezeichnet und kann beispielsweise durch die eingangs erwähnte Haubenglühanlage erfolgen. Ein zu hoher Anteil an Legierungselementen wie Mangan (Mn), Chrom (Cr), Kohlenstoff (C), Vanadium (V), Molybdän (Mo), Kupfer (Cu) und/oder Nickel (Ni) ist jedoch für die vorherigen Prozessschritte wie Stranggießen, Warmwalzen oder Kaltwalzen und die folgenden Fügeoperationen wie Schweißen nicht tolerierbar. Bei Stählen mit geringeren Anteilen an Legierungselementen ist vorzugsweise eine geringe Glühtemperatur zu wählen, um die Legierungselemente in dem Austenit lokal anzureichern und somit im Austenit lokal eine bessere Durchhärtbarkeit zu erreichen. Aus den vorgenannten Gründen ist das CEV auf 0,570 bis maximal 0,900 beschränkt. Aus Kostengründen sollte der Anteil an Legierungselementen und somit auch das CEV geringgehalten werden. Aus dem zuvor genannten Grund (Bildung von hinreichend Bainit und/oder Martensit aus den austenitischen Phasenanteilen) sollte die mittlere Abkühlrate empfehlenswerter Weise in dem kritischen Temperaturbereich von 750 °C bis 200 °C zwischen 1 K/h und 300 K/h liegen. Die festigkeitsbringenden Mikrostrukturbestandteile der Mehrphasenstähle, wie Bainit und/oder Martensit, bilden sich aus den austenitischen Phasenanteilen beim Abkühlen bei Temperaturen unterhalb von 570 °C. Bei Temperaturen oberhalb von Raumtemperatur, insbesondere oberhalb von 200 °C, werden die lokalen hohen Festigkeiten der Phasen Martensit und Bainit durch ein sogenanntes Anlassen oder Selbstanlassen abgebaut. Bei diesem werkstoffkundlichen Mechanismus führen insbesondere die Ausscheidung von zwangsgelöstem Kohlenstoff zu Carbiden und der Abbau von umwandlungsbedingten Spannungen zu einem Festigkeitsabbau der harten Phasen Bainit und Martensit und somit auch zu einem Festigkeitsabfall aber auch zu einer Verbesserung der Zähigkeit und Duktilität des geglühten Stahlbandes. Dieser Anlassmechanismus ist thermisch aktiviert. Der Festigkeitsabfall durch das Anlassen/Selbstanlassen nimmt demensprechend bei längeren Verweilzeiten bei höheren Temperaturen, insbesondere bei Temperaturen oberhalb von 100 °C zu. Um den Festigkeitsabfall zu limitieren, ist es hilfreich erforderlich nach Bildung der harten Phasen mit Legierungskonzepten den Anlassmechanismen entgegenzuwirken. Mehrphasenstähle mit nicht angelassenem Martensit haben eine geringere Zähigkeit. Um die Zähigkeit des Werkstoffs signifikant zu verbessern, also zu erhöhen, ist nach einer Martensitbildung, also nach erstmaligem Unterschreiten der Martensitbildungstemperatur Ms, eine ausreichende Haltedauer oberhalb von 100°C notwendig. Unterhalb von 100°C sind die Anlasseffekte von Martensit zu vernachlässigen. Deshalb ist eine Anlassdauer oberhalb 100°C größer als zehn Stunden (10 h) vorgesehen, um auch bei niedrigen Martensit-Starttemperaturen (Ms-Temperaturen) eine ausreichenden Anlasseffekt zu gewährleisten.
Da die Ms-Temperatur insbesondere von der chemischen Zusammensetzung abhängt ist, ist diese für jeden Stahl individuell abzuschätzen, was hier durch die empirische Formel [Ms] = 539 - 423[C] - 30.4[Mn] - 17.7[JVi] - 12.1[Cr] - 11.0[Si] - 7.0[Mo] für den Zahlenwert [Ms] der Ms-Temperatur in °C erfolgen soll, wobei sich die Zahlenwerte [C], [Mn], [Ni], [Cr], [Si] und [Mo] aus den vorhandenen Legierungsanteilen C, Mn, Ni, Cr, Si und Mo in Gew.-% ergeben.
Damit sich ausreichende Anteile an Austenit, während der Glühbehandlung bilden sind Temperaturen oberhalb von 770 °C, bevorzugt oberhalb von 780 °C einzuhalten. Zu hohe Glühtemperaturen führen allerdings zu einem unerwünschten Kornwachstum und sind aus Gründen der Energieersparnis und hinsichtlich der Temperaturbeständigkeit von Ofenausmauerungen zu vermeiden, sodass die maximale Glühtemperatur bevorzugt nicht oberhalb von 950 °C, insbesondere nicht oberhalb 850°C, liegen sollte. Bevorzugt ist die maximale Glühtemperatur bei der Wärmebehandlung in einem Bereich > 800 °C und < 950 °C. Damit das Stahlband homogene Eigenschaften über Bandlänge und Bandbreite hat, resultierend aus einer homogenen Temperaturverteilung, ist eine Verweildauer größer 30 Minuten oberhalb von 770 °C einzuhalten.
Das durch das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren hergestellte Produkt, also das warmgewalzte und/oder kaltgewalzte Stahlband aus hochfestem Mehrphasenstahl mit einer Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa in Längsrichtung, weist auf Stahldicke insbesondere ein Gefüge auf, bei dem die Summe der Volumenanteile der Gefügebestandteile Martensit, angelassener Martensit, Restaustenit, M/A-Phase, oberem Bainit und unterem Bainit mindestens 25,0 Volumen-% beträgt und das Restgefüge aus Ferrit und Perlit besteht.
Zur Ermittlung der technologischen Kennwerte wurden Zugversuche gemäß DIN EN ISO 6892-1:2020-06 durchgeführt, die Längs zur Walzrichtung entnommen wurden. Bei einer Probendicke < 5 mm wurde einer Messlänge von 80 mm festgelegt („A80mm-Probe“),bei einer Probendicke > 5 mm wurde die Messlänge mit Proportionalfaktor 5 festgelegt („As- Probe“).
Durch das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes ist bei der großtechnischen Herstellung eine kontinuierliche Durchlaufglühe nicht notwendig und das finale Produkt Stahlband weist dennoch eine hohe Zugfestigkeit > 700 MPa, bei einer guten Duktilität Aso> 8% und einem geringen Dehngrenzenverhältnis Rpo,2/Rm < 0,70, bevorzugt unter 0,60, auf und die technologischen Kennwerte nach der Wärmebehandlung werden nicht wesentlich durch die Mikrostruktur, oder der Kaltverformung vor der Wärmebehandlung beeinflusst.
Großtechnisch kann das Verfahren -wie bereits erwähnt - mit einer Haubenglühanlage umgesetzt werden. Dies ist bei niedriglegierten Stählen werkstoffkundlich nur durch das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren möglich, da das Verfahren gezielte Phasenumwandlungen während der Wärmebehandlung beinhaltet. Hierfür ist es zwingend notwendig, ähnlich wie bei einer Wärmebehandlung beim Durchlaufglühen, in einem Temperaturbereich oberhalb der Ai Temperatur zu glühen, wobei die Temperatur aber nicht zwingend oberhalb der A3 Temperatur liegen muss. Die notwendigen Glühtemperaturen können je nach chemischer Zusammensetzung des Stahlbandes variieren. Um eine konstante Festigkeit über Banddicke zu erhalten, ist vorgesehen, dass die Wärmebehandlung bevorzugt in einer nicht entkohlenden Atmosphäre stattfinden.
Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung ist vorgesehen, dass das Bandblech bei der Wärmebehandlung mit einer mittleren Aufheizrate zwischen 1 K/h und 150 K/h von 200°C auf eine T emperatur von 750°C erwärmt wird. Eine beschleunigte Aufheizrate > 150 K/h ist hinsichtlich innerer Spannungen und homogenen Werkstoffeigenschaften, insbesondere bei einem zu einem Stahlband als Ganzes aufgewickeltes Coil, zu vermeiden. Hingegen ist eine langsamere Aufheizrate als 1 K/h aus Gründen der Energieersparnis nicht empfehlenswert.
Um eine homogene Durchwärmung des aufgewickelten Stahlbandes sicherzustellen, ist bevorzugt eine Durchwärmung von mindestens 30 Minuten vorgesehen. Längere Haltezeiten sind für eine homogenere Durchwärmung förderlich, allerdings durch ein damit einhergehendem Kornwachstum, was wiederum einen Festigkeitsabfall bewirkt, nicht empfehlenswert.
Durch die Prozessierung eines aufgewickelten Stahlbandes beispielsweise in einem Haubenglühofen sind deutlich geringe Aufheizgeschwindigkeiten als in einer Durchlaufglühe technisch realisierbar. Empfehlenswert ist es aber dennoch den gesamten Glühzyklus bei höchstmöglichen Aufheizraten aufzuheizen, um unerwünschte thermodynamisch stabile Ausscheidungen sowie beim Aufheizen ein unerwünschtes Kornwachstum zu vermeiden. Ein zu schnelles Aufheizen ist wiederrum für eine gleichmäßige Durchwärmung des Stahlbandes hinderlich, sodass empfehlenswerter Weise die mittleren Aufheizraten in dem kritischen Temperaturbereich von 200 °C bis zum Erreichen einer Glühtemperatur von 750 °C zwischen 1 K/h und 150 K/h liegen sollten.
Gemäß einer noch weiteren bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung ist vorgesehen, dass das Bandblech aus Stahl bei der Wärmebehandlung eine Maximaltemperatur von mindestens 780°C und höchstens 950°C, bevorzugt von mindestens 790°C und höchstens 850°C, erreicht.
Weiterhin ist mit Vorteil vorgesehen, dass das Stahlband nach dem Abkühlen mit einer Oberflächenbeschichtung in Form einer metallischen Beschichtung, organischen Beschichtung oder Lackierung versehen wird. Das Stahlband ist dann ein beschichtetes Stahlband, welches neben dem eigentlichen Stahlband aus dem hochfesten Mehrphasenstahl auch die ein- oder beidseitige Beschichtung umfasst.
Gemäß einer noch weiteren bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung ist vorgesehen, dass der Quotient Rpo,2/Rm des wärmebehandelten Stahlbandes durch eine plastische Verformung wie z.B. einem Streckbiegerichten, Biegerichten oder Dressieren um mindestens 0,05 angehoben wird und das Stahlband ein Verhältnis aus Dehngrenze zu Zugfestigkeit Rpo,2/Rm zwischen 0,50 und 0,90 aufweist.
Gemäß einer noch weiteren bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung ist vorgesehen, dass die chemische Zusammensetzung des gewalzten Bandbleches zumindest eines der im Folgenden genannten Elemente in Gewichts-% aufweist:
Cr > 0,300 bis < 0,700,
Mo > 0,150 bis < 0,60
Mn < 2,70
Si > 0,25 < 0,80 und
Cu < 0,20.
Ein weiterer Aspekt der Erfindung betrifft ein Stahlband aus einem hochfesten Mehrphasenstahl, welches eine Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa in Längsrichtung, eine gute Zähigkeit und eine kontinuierliche Dehngrenze aufweist, der Mehrphasenstahl bestehend aus den Elementen in Gewichts-%:
C > 0,080 bis < 0,350,
Mn > 0,80 bis < 3,50,
Mo > 0,10 bis < 1 ,00,
N > 0,0020 bis < 0,0160,
S < 0,020,
Optional einem oder mehreren der folgenden Elemente: Cr 0,050 bis
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1 ,0,
P 0,050,
Cu 0,001 bis
Figure imgf000011_0002
1 ,0,
Si 0,05 bis
Figure imgf000011_0003
1 ,5,
AI 0,0030 bis 1 ,0,
Ni 0,03 bis 1 ,50,
Nb 0,005 bis 0,150,
Ti 0,005 bis 0,150, V > 0,001 bis < 0,300,
B > 0,0005 bis < 0,0050 und
Ca > 0,0005 bis < 0,0060,
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, und aufweisend ein Kohlenstoffäquivalent CEV, welches größer als 0,570 und kleiner als 0,900, ist, wobei sich das Kohlenstoffäquivalent CEV entsprechend folgender Formel
CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 aus den Gehalten der entsprechenden Elemente in Gewichts-% ergibt, wobei der Mehrphasenstahl ein Gefüge aufweist, bei dem die Summe der Volumenanteile der Gefügebestandteile Martensit, angelassener Martensit, Restaustenit, M/A-Phase, oberem Bainit und unterem Bainit mindestens 25,0 Volumen-% beträgt und das Restgefüge aus Ferrit und Perlit besteht.
Ein derartiges Stahlband lässt sich aus einem gewalzten Bandblech aus Stahl entsprechender Zusammensetzung durch Wärmebehandlung dieses - insbesondere zu einem Coil aufgerollten - Bandbleches „als Ganzes“ mittels des eingangs beschriebenen Herstellungsverfahrens zur Herstellung eines Stahlbandes herstellen. Besagte Wärmebehandlung wird auch als „Glühen“ bezeichnet und kann beispielsweise durch die eingangs erwähnte Haubenglühanlage erfolgen.
Durch die Erfindung ist es also möglich ein Stahlband bereitzustellen, welches eine hohe Zugfestigkeit > 700 MPa, insbesondere bei einer guten Duktilität Aso > 8%, einem geringen Dehngrenzenverhältnis Rpo,2/Rm < 0,70 und einer kontinuierlichen Dehngrenze aufweist und bei dem diese technologischen Kennwerte nach der Wärmebehandlung nicht wesentlich durch die Mikrostruktur oder durch eine Kaltverformung vor der Wärmebehandlung beeinflusst werden. Mit anderen Worten ist also insbesondere vorgesehen, dass das Verhältnis aus Dehngrenze zu Zugfestigkeit Rpo,2/Rm unter 0,70 liegt und die Bruchdehnung Aso > 8 % ist.
Eine kontinuierliche Dehngrenze ist insbesondere bei einer folgenden Umformung zu bevorzugen, da so z.B. die Bildung von Fließfiguren während eines Tiefziehens verhindert wird.
Zur Ermittlung der technologischen Kennwerte wurden Zugversuche gemäß DIN EN ISO 6892-1 :2020-06 durchgeführt, die Längs zur Walzrichtung entnommen wurden. Bei einer Probendicke < 5 mm wurde einer Messlänge von 80 mm festgelegt („A80mm-Probe“),bei einer Probendicke > 5 mm wurde die Messlänge mit Proportionalfaktor 5 festgelegt („As- Probe“).
Gemäß einer bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung ist vorgesehen, dass der Anteil an Restaustenit unter 1 Volumen-% ist und der Perlitgehalt unter 2 Volumen-% ist.
Gemäß einer besonderen Ausgestaltung der Erfindung ist vorgesehen, dass das Verhältnis aus Dehngrenze zu Zugfestigkeit Rpo,2/Rm unter 0,70 liegt und die Bruchdehnung Aso > 8 % in Längsrichtung ist.
Gemäß noch einer weiteren bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung ist vorgesehen, dass das Stahlband mindestens eine der folgenden Eigenschaften aufweist: eine Kerbschlagarbeit bei einer Prüftemperatur von -20°C > 40 J ist, wobei die Prüfung an Kerbschlagbiegeproben nach DIN EN ISO 148-1 und längs zur Walzrichtung erfolgt, und eine Kerbschlagarbeit bei einer Prüftemperatur von -40°C > 27 J ist, wobei die Prüfung an Kerbschlagbiegeproben nach DIN EN ISO 148-1 und längs zur Walzrichtung erfolgt. Die auf diese Weise, also entsprechend dem Charpy-Kerbschlagbiegeversuch, ermittelte Kerbschlagarbeit ist ein Maß für die Zähigkeit.
Das Stahlband weist insbesondere eine konstante Dicke auf, wobei der Begriff „konstante Dicke“ im Sinne der üblichen Normtoleranz (z.B. entsprechend EN 10051) zu verstehen ist. Alternativ ist vorgesehen, dass das Stahlband eine in Längserstreckung gezielt unterschiedliche Dicke aufweist.
Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in dem erfindungsgemäßen Stahlband mit einem Mehrphasengefüge näher beschrieben. Die Mehrphasenstähle sind typischerweise chemisch so aufgebaut, dass Legierungselemente mit und auch ohne Mikrolegierungselementen kombiniert werden. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung, wenn notwendig berücksichtigt.
Begleitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind bzw. herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen. Wasserstoff (H) kann als einziges Element, ohne Gitterverspannungen zu erzeugen, durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im Eisengitter relativ beweglich ist und während der Fertigung verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden. Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstofffallen und können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen. Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten Delayed-Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als Grund genannt. Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase, bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren. Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes über Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen. Bei einer feinen Ausscheidung, speziell von Aluminiumoxiden, kann hingegen auch eine Kornfeinung erfolgen. Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Stickstoff (N) ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Stähle mit freiem Stickstoff neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist durch Zulegieren von beispielsweise Aluminium oder Titan möglich. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf < 0,0160 Gewichts- % bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z.B. durch eine Tiefvakuumbehandlung). Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt. Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z.B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilte Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf < 0,020 Gewichts-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Phosphor (P) ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt so weit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300 °C herauf. Während des Warmwalzens können oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu einem Bruchaufreißen führen. Durch das Zulegieren von geringen Mengen an Bor können die negativen Auswirkungen von Phosphor zum Teil kompensiert werden. Es wird vermutet, dass Bor die Korngrenzenkohäsion erhöht und die Phosphorsegregation an den Korngrenzen verringert. In einigen Stählen wird P allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0,1 %) als Mikrolegierungselement verwendet, beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free). Aus vorgenannten Gründen ist der optionale Phosphorgehalt auf < 0,050 % bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen 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 Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.
Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung bis zu 2,06 % wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei dem erfindungsgemäßen Mehrphasenstahl beträgt sein Anteil 0,080 Gewichts-% bis 0,350 Gewichts-%. Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im a-Eisen maximal 0,02% und im y-Eisen maximal 2,06 %. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich. Durch die unterschiedliche Löslichkeit werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des Austenitgebiets zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelösten Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase. Kohlenstoff ist zudem zur Carbidbildung erforderlich. Ein nahezu in jedem Stahl vorkommender Vertreter ist der Zementit (FesC). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sondercarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art, sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,080 Gewichts-% und der maximale C-Gehalt auf 0,350 Gewichts-% festgelegt.
Aluminium (AI) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Der Sauerstoff und Stickstoff wird so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie Festigkeitswerte steigern. Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichender Menge 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. Es unterdrückt zudem die Carbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird AI auch als Legierungselement in Restaustenitstählen verwendet, um einen Teil des Siliziums durch Aluminium zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass AI etwas weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion als Si ist. Durch die Unterdrückung von Carbiden (insbesondere MsC-Carbiden, wobei M für ein metallisches Legierungselement steht) in bainitischen Mikrostrukturbestandteilen, oder angelassenem Martensit verhindert AI eine Festigkeitsreduzierung von den vorhergenannten harten Phasen Martensit und/oder Bainit und führen dazu, dass die Festigkeit nach einer Glühbehandlung weniger stark absinkt. Der optionale Al-Gehalt wird deshalb auf 0,0030 Gewichts-% bis 1 ,0 Gewichts-% festgelegt.
Silizium (Si) bindet beim Vergießen Sauerstoff und vermindert somit Seigerungen sowie Verunreinigungen im Stahl. Zudem erhöht Silizium durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits bei nur geringfügig absinkender Bruchdehnung. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der Abschreckung bei kontinuierlich geglühtem Material ermöglicht. Ein Effekt der insbesondere bei der Nutzung von niedriglegierten Stählen bei der erfindungsgemäßen Haubenglühbehandlung von Mehrphasenstählen vorteilhaft ist. Durch die Ferritbildung wird der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und stabilisiert. Bei höheren Gehalten stabilisiert Silizium im unteren Temperaturbereich speziell im Bereich der Bainitbildung durch Verhinderung von Carbidbildung den Austenit merklich. Während des Warmwalzens kann sich bei hohen Siliziumgehalten stark haftender Zunder bilden, der die Weiterverarbeitung beeinträchtigen kann. Durch die Unterdrückung von Carbiden (insbesondere M3C- Carbiden, wobei M für ein metallisches Legierungselement steht) in bainitischen Mikrostrukturbestandteilen, oder angelassenem Martensit verhindert AI eine Festigkeitsreduzierung von den vorhergenannten harten Phasen Martensit und/oder Bainit und führen dazu, dass die Festigkeit nach einer Glühbehandlung weniger stark absinkt. Der optionale Si-Gehalt wird deshalb auf 0,050 Gewichts-% bis 1,5 Gewichts-%, vorzugsweise auf 0,25 Gewichts-% bis 0,80 Gewichts-% 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 Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen. Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensit- Starttemperatur gesenkt. Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Si und AI) können Manganoxide (z.B. MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z. B. Mn2SiÜ4) 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. Der Mn-Gehalt wird deshalb auf 0,80 Gewichts-% bis 3,50 Gewichts-%, vorzugsweise bis 2,70 Gewichts-%, festgelegt.
Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän erfolgt ähnlich wie bei Chrom zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten geschoben und die Martensit-Starttemperatur gesenkt. Insbesondere die Verzögerung der Perl itbildung durch Mo ist zwingend notwendig, um einen erfindungsgemäßen Stahl herzustellen. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich und bewirkt durch Mischkristallverfestigung eine Festigkeitssteigerung des Ferrits. Der Mo-Gehalt wird in Abhängigkeit von der Abmessung, der Anlagenkonfiguration und der Gefügeeinstellung zulegiert. Aus vorhergenannten Gründen wird der Mo-Gehalt auf 0,10 bis 1 ,00 Gewichts- %, bevorzugt von 0,150 bis, insbesondere aus Kostengrunden, maximal 0,60 Gewichts- %, festgelegt.
Chrom (Cr): Durch die Zugabe von Chrom wird hauptsächlich die Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensit-Starttemperatur. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert. Chrom ist zudem ein Carbidbildner. Sollte Chrom in Carbidform vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die Chromcarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen. Chrom neigt ebenfalls dazu, während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahloberfläche zu bilden, wodurch sich die Verzinkungsqualität verschlechtern kann. Der optionale Cr-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,05 bis 1 ,0 Gewichts-%, bevorzugt auf 0,30 bis 0,70 festgelegt.
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 optionale Gehalt an Kupfer ist deshalb auf 1,00, vorzugsweise auf 0,20 Gewichts-% begrenzt.
Calcium (Ca): Calcium wird bei der Herstellung von hochfesten Stählen zur Desoxidation, Entschwefelung und zur Kontrolle der Größe und Form von Oxiden und Sulfiden genutzt. Insbesondere bei hochfesten Stählen bewirkt dies eine verbesserte Duktilität und Zähigkeit. Darüber hinaus neigen Stähle mit Zugaben an Calcium weniger an Heißrissen z.B. beim Warmwalzen. Aus vorgenannten Gründen und wegen der sehr geringen Löslichkeit von Calcium in Stahl ist - bei entsprechendem Bedarf - der optionale Gehalt an Calcium deshalb auf 0,0005 bis 0,0060 Gewichts-% begrenzt.
Nickel (Ni): In Verbindung mit Sauerstoff kann Nickel an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Nickel steigert allerdings ebenfalls die Einhärtbarkeit und senkt die Umwandlungstemperatur
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ab. Aus vorgenannten Gründen und Kostengründen ist der optionale Gehalt an Nickel deshalb auf 0,03 bis 1 ,50 Gewichts-% begrenzt.
Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,1%). Typische Mikrolegierungselemente sind Aluminium, Vanadium, Titan, Niob und Bor. Sie wirken im Gegensatz zu den Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Trotz der geringen Mengenzugaben beeinflussen Mikrolegierungselemente die Herstellungsbedingungen sowie die Verarbeitungs- und Endeigenschaften stark. Als Mikrolegierungselemente kommen in der Regel im Eisengitter lösliche Carbid- und Nitridbildner zum Einsatz. Eine Bildung von Carbonitriden ist aufgrund der vollständigen Löslichkeit von Nitriden und Carbiden ineinander ebenfalls möglich. Die Neigung, Oxide und Sulfide zu bilden, ist bei den Mikrolegierungselementen in der Regel am stärksten ausgeprägt, wird aber aufgrund anderer Legierungselemente in der Regel gezielt verhindert. Diese Eigenschaft kann positiv genutzt werden, indem die im Allgemeinen schädlichen Elemente Schwefel und Sauerstoff abgebunden werden können. Die Abbindung kann aber auch negative Auswirkungen haben, wenn dadurch nicht mehr genügend Mikrolegierungselemente für die Bildung von Carbiden zur Verfügung stehen.
Titan (Ti) bildet schon bei hohen Temperaturen sehr stabile Nitride (TiN) und Sulfide (TiS2). Diese lösen sich in Abhängigkeit des Stickstoffgehaltes zum Teil erst in der Schmelze auf. Wenn die so entstandenen Ausscheidungen nicht mit der Schlacke entfernt werden, bilden sie im Werkstoff durch die hohe Entstehungstemperatur grobe Partikel aus, die in der Regel nicht förderlich für die mechanischen Eigenschaften sind. Ein positiver Effekt auf die Zähigkeit entsteht durch die Abbindung des freien Stickstoffes und Sauerstoffs. So schützt Titan andere gelöste Mikrolegierungselemente, wie beispielsweise Niob, vor der Abbindung durch Stickstoff. Diese können ihre Wirkung dann optimal entfalten. Nitride, die durch das Absinken des Sauerstoff- und Stickstoffgehalts erst bei tieferen Temperaturen entstehen, können zudem eine effektive Behinderung des Austenitkornwachstums bewirken. Nicht abgebundenes Titan formt bei Temperaturen ab 1150 °C Titancarbide und kann so eine Kornfeinung (Hemmung des Austenitkornwachstums, Kornfeinung durch verzögerte Rekristallisation und/oder Erhöhung der Keimzahl bei o-Zy-Umwandlung) sowie eine Ausscheidungshärtung bewirken. Der optionale Ti-Gehalt weist deshalb Werte von 0,005 bis 0,150 Gewichts-% auf.
Niob (Nb) bewirkt eine starke Kornfeinung, da es am effektivsten von allen Mikrolegierungselementen eine Verzögerung der Rekristallisation bewirkt und zudem das Austenitkornwachstum hemmt. Die festigkeitssteigernde Wirkung ist qualitativ höher als die von Titan einzuschätzen, ersichtlich durch den erhöhten Kornfeinungseffekt und die größere Menge an festigkeitssteigernden Teilchen (Abbindung des Titans zu groben TiN bei hohen Temperaturen). Niobcarbide bilden sich bei Temperaturen unterhalb von 1200 °C. Bei Stickstoffabbindung mit Titan kann Niob durch Bildung von kleinen und in Hinblick auf ihre Wirkung effektiven Carbiden im unteren Temperaturbereich (kleinere Carbidgrößen) seine festigkeitssteigernde Wirkung erhöhen. Ein weiterer Effekt des Niobs ist die Verzögerung der a-Zy-Umwandlung und das Absenken der Martensit- Starttemperatur im gelösten Zustand. Zum einen geschieht dies durch den Solute-Drag- Effekt und zum anderen durch die Kornfeinung. Diese bewirkt eine Festigkeitssteigerung des Gefüges und somit auch einen höheren Widerstand gegen die Volumenvergrößerung bei der Martensitbildung. Prinzipiell ist das Zulegieren von Niob begrenzt bis zum Erreichen seiner Löslichkeitsgrenze. Diese begrenzt zwar die Menge an Ausscheidungen, bewirkt aber beim Überschreiten vor allem eine frühe Ausscheidungsbildung mit recht groben Partikeln. Die Ausscheidungshärtung kann somit vor allem bei Stählen mit geringem C-Gehalt (größere Übersättigung möglich) und bei Warmumformprozessen (verformungsinduzierte Ausscheidung) effektiv wirksam werden. Der optionale Nb-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,005 bis 0,150 Gewichts-% begrenzt. Vanadium (V): Die Carbid- und auch die Nitridbildung von Vanadium setzt erst ab Temperaturen um 1000 °C bzw. noch nach der a/y-Umwandlung ein, also wesentlich später als bei Titan und Niob. Vanadium hat somit durch die geringe Anzahl der im Austenit vorhandenen Ausscheidungen kaum eine kornfeinende Wirkung. Auch das Austenitkornwachstum wird durch die erst späte Ausscheidung der Vanadiumcarbide nicht gehemmt. Somit beruht die festigkeitssteigernde Wirkung fast allein auf der Ausscheidungshärtung. Ein Vorteil des Vanadiums ist die hohe Löslichkeit im Austenit und der durch die tiefe Ausscheidungstemperatur verursachte große Volumenanteil an feinen Ausscheidungen. Der optionale V-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,001 bis 0,300 Gewichts-% begrenzt.
Bor (B) bildet mit Stickstoff wie auch mit Kohlenstoff Nitride bzw. Carbide; in der Regel wird dies jedoch nicht angestrebt. Zum einen bildet sich durch die geringe Löslichkeit nur eine kleine Menge an Ausscheidungen und zum anderen werden diese zumeist an den Korngrenzen ausgeschieden. Eine Härtesteigerung an der Oberfläche wird nicht erreicht (Ausnahme Borieren mit Bildung von FeB und Fe2B in der Randzone eines Werkstücks). Um eine Nitridbildung zu verhindern, wird in der Regel versucht, den Stickstoff durch affinere Elemente abzubinden. Besonders Titan kann dabei die Abbindung des gesamten Stickstoffes gewährleisten. Bor führt im gelösten Zustand in sehr geringen Mengen zu einer deutlichen Verbesserung der Einhärtbarkeit. Der Wirkungsmechanismus von Bor kann so beschrieben werden, dass sich Boratome bei geeigneter Temperaturführung an den Korngrenzen anlagern und dort, indem sie die Korngrenzenenergie senken, die Entstehung von wachstumsfähigen Ferritkeimen deutlich erschweren. Bei der Temperaturführung ist darauf zu achten, dass Bor überwiegend atomar in der Korngrenze verteilt ist und nicht aufgrund zu hoher Temperaturen in Form von Ausscheidungen vorliegt. Die Wirksamkeit von Bor wird mit steigender Korngröße und steigendem Kohlenstoffgehalt (> 0,8 %) herabgesetzt. Eine Menge über 60 ppm verursacht zudem eine sinkende Härtbarkeit, da Borcarbide auf den Korngrenzen als Keime fungieren. Bor diffundiert aufgrund des geringen Atomdurchmessers außerordentlich gut und hat eine sehr hohe Affinität zu Sauerstoff, was zu einem Herabsetzen des Borgehaltes in Bereichen nahe der Oberfläche (bis zu 0,5 mm) führen kann. In diesem Zusammenhang wird von einer Glühung bei über 1000 °C abgeraten. Dies ist zudem zu empfehlen, da Bor bei Glühtemperaturen über 1000 °C zu einer starken Grobkornbildung führen kann. Aus vorgenannten Gründen wird der optionale B-Gehalt auf Werte von 0,0005 bis 0,0050 Gewichts-% begrenzt. Nachfolgend werden Ausführungsformen der Erfindung anhand von Beispielen mittels Figuren und Tabellen erläutert.
Dabei zeigt:
Fig. 1 eine graphische Darstellung des zeitlichen Temperaturverlaufs eines gewalztes Bandblechs aus Stahl und einer dieses Bandblech wärmebehandelnden Anlage bei einer Wärmebehandlung gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung in einem Temperatur-Zeit-Diagramm und
Fig. 2 Die Spannungs-Dehnungs-Kurven eines erfindungsgemäß ausgestalteten Stahlbandes und die Spannungs-Dehnungs-Kurven eines Vergleichs- Stahlbandes mit abweichender Zusammensetzung des Stahls.
Grundsätzlich können die erfindungsgemäßen Glühbehandlungen mehrstufig ausgebildet sein oder auch zusätzliche Glühbehandlungen bezogen auf den Gesamtprozess vorgesehen sein. Ein beispielhafter Zeit-Temperatur-Zyklus, der die charakteristischen Temperaturbereiche für Haltezeiten, Abkühlraten und Aufheizraten darstellt, ist in Fig. 1 aufgeführt. Im Temperatur-Zeit-Diagramm der Fig. 1 ist dementsprechend die Temperatur T (in °C) über der Zeit t in Stunden (h) aufgetragen.
Dazu wird ein gewalztes Bandblech aus Stahl entsprechender Zusammensetzung in eine kompakte Form gebracht, insbesondere zu einem Coil eingerollt, die es ermöglicht, das Bandblech als Ganzes in eine Apparatur zur Wärmebehandlung zu verbringen (Stichworte: diskontinuierliche Glühbehandlung/diskontinuierliche Glühanlage). Dort wird das Blechband in einer ersten Phase beziehungsweise einem ersten Schritt S1 binnen etwa 22h, also mit einer mittleren Aufheizrate von etwa 25 K/h, auf eine Temperatur T > 750 °C aufgeheizt, wobei bei der Wärmebehandlung insgesamt eine Maximaltemperatur von mindestens 780 °C und höchstens 950 °C, bevorzugt von höchstens 850 °C, erreicht wird. Anschließend wird das Bandblech mittels der Apparatur in einer zweiten Phase/einem zweiten Schritt S2 etwa 15,5h auf einer Temperatur oberhalb von 770 °C gehalten. Anschließend erfolgt ein Abkühlen des Bandbleches (einander überlappende Phasen/Schritte S3 und S4). Bei diesem Abkühlen wird der Temperaturbereich von 750 °C bis 200 °C in einer Zeitspanne von etwa 16h durchschritten. Somit ergibt sich also ein dritter Schritt S3 einer Abkühlung von 750 °C bis 200 °C mit einer mittleren Abkühlrate von etwa 35 K/h. Sobald der Stahl die Martensitstarttemperatur unterschreitet, die insbesondere abhängig von der chemischen Zusammensetzung des Stahls ist, beginnt die Phasenumwandlung des Austenits zu Martensit. Damit dieser frisch gebildete Austenit ausreichend angelassen wird, was wiederum in einer guten Zähigkeit resultiert, wird das Bandblech in dem Temperaturbereich zwischen der Martensitstarttemperatur Ms und 100°C in einem vierten Schritt S4 für etwa 17h gehalten.
Beim Abkühlen des Bandblechs aus Stahl des entsprechenden Stahlkonzepts, also geeigneter Zusammensetzung, ergibt sich das gewünschte Gefüge und es entsteht das Stahlband aus hochfestem Mehrphasenstahl. Das Abkühlen erfolgt bis zu einer bestimmten Temperatur bevorzugt in der Apparatur zur Wärmebehandlung. Diese ist beispielsweise eine Haubenglühanlage. Das gezeigte Beispiel liegt mit etwa 35 K/h in einem bevorzugen Abkühlungsbereich von 20 K/h bis 80 K/h.
In der nachfolgenden Tabelle 1 sind beispielhaft Werkstoffkonzepte, genauer gesagt Stahlkonzepte, und deren chemische Zusammensetzung in Gewichts-% aufgeführt. Sofern ein Legierungselement oder der CEV-Wert nicht erfindungsgemäß ist, ist dies gekennzeichnet. Zusätzlich zu den erfindungsgemäßen Stahlkonzepten, die in Form eines warm- oder kaltgewalzten Bandbleches als Eingangsmaterial für eine erfindungsgemäße Herstellung eines erfindungsgemäßen Produkts dienen, sind ebenfalls Stahlkonzepte als Vergleich angegeben, die nicht erfindungsgemäß sind.
Insbesondere Stähle mit Mo-Gehalten < 0,10 Gewichts-% sind nicht erfindungsgemäß, da diese bei der Abkühlung zu hohe Volumenanteile an Perlit bilden. Stahl 8 enthält Mo ist aber dennoch nicht erfindungsgemäß da dieser in Summe einen zu geringen Anteil an Mikrolegierungslementen enthält, was durch den geringen CEV-Wert von 0,55 ersichtlich ist. Dies ist insbesondere an Stahl 28 ersichtlich, da dieser mit 0,586 den höchsten Mo- Gehalt hat, aber ebenfalls nur einen nicht erfindungsgemäßes CEV von 0,55 hat.
Die Parameter eines erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens sind in Tabelle 2 aufgeführt. Prozessparameter, die nicht erfindungsgemäß sind, sind gekennzeichnet. Stähle mit einer Dicke kleiner als 2,0 mm sind insbesondere vor dem Glühen kaltgewalzt worden. Stähle mit einer Dicke größer als 2,0 mm sind nicht kaltgewalzt worden. Eine vor der Wärmebehandlung durchgeführte Umformoperation, wie z.B. ein Kaltwalzen, ist somit nicht erforderlich zur erfindungsgemäßen Herstellung. Entsprechend Tabelle 2 sind insbesondere die Stähle mit Herstellungsverfahren nicht erfindungsgemäß, bei denen die chemische Zusammensetzung nicht erfindungsgemäß ist. Bei den Prozesszyklen 34, 45 und 57 ist die maximale Glühtemperatur mit 766°C nicht ausreichend um ausreichend Austenit zu bilden, sodass diese Prozesszyklen ebenfalls nicht erfindungsgemäß sind.
Die Kennwerte des erfindungsgemäßen Produktes hergestellt entsprechend eines erfindungsgemäßen Herstellungsverfahrens sind in Tabelle 3 aufgeführt.
Erfindungsgemäße chemische Zusammensetzungen die mit den entsprechenden erfindungsgemäßen Prozesszyklen resultieren auch in den erfindungsgemäßen Stählen mit den erfindungsgemäßen Eigenschaften. Insbesondere die Kombination aus hoher Zugfestigkeit > 700 MPa und hoher Zähigkeit mit einer Kerbschlagenergie > 40 J mit bei einer Prüftemperatur von 20°C, die kontinuierliche Dehngrenze Rpo,2 und die gute Duktilität > 8% zeichnen die erfindungsgemäßen Stähle aus. Beispielhaft sind für den erfindungsgemäßen Stahl 0, hergestellt entsprechend Herstellungsverfahren 0 und dem nicht erfindungsgemäßen Stahl 2, hergestellt nach dem Herstellungsverfahren 3, die zugehörige Spannungs-Dehnungskurven in Fig. 2 zu sehen. Im Spannungs- Dehnungskurven-Diagramm der Fig. 2 ist dementsprechend die Spannung (engl: stress) o in MPa über der Dehnung E in % aufgetragen. Der Verlauf A mit Strich-Punkt-Notierung ergibt sich für Stahl 2 und den Prozess 3, ist also exemplarisch für ein Vergleichsbeispiel. Der mit durchgezogener Linie notierte Verlauf B ergibt sich für Stahl 0 und den Prozess 0, ist also exemplarisch für ein erfindungsgemäßes Beispiel. Der erfindungsgemäße Stahl 0 weißt insbesondere eine hohe Zugfestigkeit > 700 MPa, eine kontinuierliche Dehngrenze, eine gute Duktilität und ein niedriges Verhältnis aus Dehngrenze Rp0,2/Rm aus. Der nicht erfindungsgemäße Stahl 2 hat eine unerwünschte ausgeprägte Streckgrenze und eine niedrige Zugfestigkeit von ca. 600 MPa.
Tabelle 1
Figure imgf000025_0003
Figure imgf000025_0001
*Unterstrichene Werte kennzeichnen nicht erfindungsgemäße Eigenschaften
Figure imgf000025_0002
Tabelle 1 (fortgesetzt)
Figure imgf000026_0003
Figure imgf000026_0001
*Unterstrichene Werte kennzeichnen nicht erfindungsgemäße Eigenschaften
Figure imgf000026_0002
Tabelle 1 (fortgesetzt)
Figure imgf000027_0003
Figure imgf000027_0001
*Unterstrichene Werte kennzeichnen nicht erfindungsgemäße Eigenschaften
Figure imgf000027_0002
Figure imgf000028_0001
Figure imgf000028_0002
Tabelle 2 (fortgesetzt)
Figure imgf000029_0001
Tabelle 2 (fortgesetzt)
Figure imgf000030_0001
Tabelle 3
Figure imgf000031_0002
*Unterstrichene Werte kennzeichnen nicht erfindungsgemäße Eigenschaften
Figure imgf000031_0001
Tabelle 3 (fortgesetzt)
Figure imgf000032_0002
*Unterstrichene Werte kennzeichnen nicht erfindungsgemäße Eigenschaften, ** Anstelle einer Asomm- wurde eine As-Zugprobe geprüft
Figure imgf000032_0001
Tabelle 3 (fortgesetzt)
Figure imgf000033_0003
Figure imgf000033_0002
*Unterstrichene Werte kennzeichnen nicht erfindungsgemäße Eigenschaften
Figure imgf000033_0001

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus einem hochfesten Mehrphasenstahl, welches eine Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa in Längsrichtung aufweist, wobei ein gewalztes Bandblech aus Stahl mit folgender chemischer Zusammensetzung in Gewichts-
%:
C > 0,080 bis < 0,350,
Mn > 0,80 bis < 3,50,
Mo > 0,10 bis < 1 ,00,
N > 0,0020 bis < 0,0160,
S < 0,020,
Optional einem oder mehreren der folgenden Elemente:
Cr > 0,050 bis < 1 ,0,
P < 0,050,
Cu > 0,001 bis < 1 ,0,
Si > 0,05 bis < 1 ,5,
AI > 0,0030 bis < 1 ,0,
Ni > 0,03 bis < 1 ,50,
Nb > 0,005 bis < 0,150,
Ti > 0,005 bis < 0,150,
V > 0,001 bis < 0,300,
B > 0,0005 bis < 0,0050 und
Ca > 0,0005 bis < 0,0060,
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, und aufweisend ein Kohlenstoffäquivalent CEV, welches größer als 0,570 und kleiner als 0,900, ist, wobei sich das Kohlenstoffäquivalent CEV entsprechend folgender Formel
CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 aus den Gehalten der entsprechenden Elemente in Gewichts-% ergibt, als - insbesondere zu einem Coil aufgerolltes - Ganzes, derart wärmebehandelt wird (S1 - S4), dass es eine Temperatur für einen Zeitraum größer 30 Minuten oberhalb von 770°C annimmt (S2), und nach dieser Wärmebehandlung auf eine T emperatur unterhalb von 100°C abgekühlt wird, wobei das Abkühlen (S3, S4) zwischen 750°C und 200°C mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit größer 1 K/h und kleiner 300 K/h erfolgt (S3) und im Temperaturbereich von einer Martensit-Starttemperatur Ms bis zu 100°C in einer Zeit größer als 10 h erfolgt (S4), wobei der Zahlenwert [Ms] der Martensit- Starttemperatur Ms in °C basierend auf den Zahlenwerten der jeweiligen Legierungsanteilen der Elemente C, Mn, Ni, Cr, Si und Mo in Gew.-%. nach folgender Formel ermittelt wird:
[Ms] = 539 - 423 [C] - 30.4[Mn] - 17.7[JVi] - 12.1[Cr] - 11.0[Si] - 7.0[Mo]
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass das Bandblech bei der Wärmebehandlung mit einer mittleren Aufheizrate zwischen 1 K/h und 150 K/h von 200°C auf eine Temperatur von 750°C erwärmt wird (S1).
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass das Bandblech aus Stahl bei der Wärmebehandlung eine Maximaltemperatur von mindestens 780°C und höchstens 950°C, bevorzugt von höchstens 850°C, erreicht und die Wärmebehandlung bevorzugt in einer nicht entkohlenden Atmosphäre stattfindet (S2).
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband nach dem Abkühlen mit einer Oberflächenbeschichtung in Form einer metallischen Beschichtung, organischen Beschichtung oder Lackierung versehen wird.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband nach dem Abkühlen - insbesondere durch ein Streckbiegerichten, Biegerichten oder Dressieren - derart plastisch verformt wird, dass der Quotient Rpo,2/Rm aus Dehngrenze und Zugfestigkeit des Stahlbandes um mindestens 0,05 angehoben wird und das Stahlband anschließend ein resultierendes Verhältnis aus Dehngrenze Rpo,2 zu Zugfestigkeit Rm zwischen 0,50 und 0,90 aufweist.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die chemische Zusammensetzung des Stahls des gewalzten Bandbleches zumindest eines der im Folgenden genannten
Elemente in Gewichts-% aufweist:
Cr > 0,300 bis < 0,700,
Mo > 0,150 bis < 0,60
Mn < 2,70
Si > 0,25 < 0,80 und
Cu < 0,20.
7. Stahlband aus einem hochfesten Mehrphasenstahl, welches eine Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa in Längsrichtung, eine gute Zähigkeit und eine kontinuierliche
Dehngrenze aufweist, insbesondere hergestellt nach mindestens einem oder mehreren
Verfahren der Ansprüche 1 bis 7, wobei der Mehrphasenstahl folgende chemische
Zusammensetzung in Gewichts-% aufweist:
C > 0,080 bis < 0,350,
Mn > 0,80 bis < 3,50,
Mo > 0,10 bis < 1 ,00,
N > 0,0020 bis < 0,0160,
S < 0,020,
Optional einem oder mehreren der folgenden Elemente:
Cr > 0,050 bis < 1 ,0,
P < 0,050,
Cu > 0,001 bis < 1 ,0,
Si > 0,05 bis < 1 ,5,
AI > 0,0030 bis < 1 ,0,
Ni > 0,03 bis < 1 ,50,
Nb > 0,005 bis < 0,150,
Ti > 0,005 bis < 0,150,
V > 0,001 bis < 0,300,
B > 0,0005 bis < 0,0050 und
Ca > 0,0005 bis < 0,0060,
Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender erschmelzungsbedingter Verunreinigungen, und aufweisend ein Kohlenstoffäquivalent CEV, welches größer als 0,570 und kleiner als 0,900, ist, wobei sich das Kohlenstoffäquivalent CEV entsprechend folgender Formel
CEV = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5 aus den Gehalten der entsprechenden Elemente in Gewichts-% ergibt, wobei der Mehrphasenstahl auf % Stahldicke ein Gefüge aufweist, bei dem die Summe der Volumenanteile der Gefügebestandteile Martensit, angelassener Martensit, Restaustenit, M/A-Phase, oberem Bainit und/oder unterem Bainit mindestens 25,0 Volumen-% beträgt und das Restgefüge aus Ferrit und Perlit besteht.
8. Stahlband nach Anspruch 7, dadurch der Anteil an Restaustenit unter 1 Volumen-% ist und der Perlitgehalt unter 2 Volumen-% ist.
9. Stahlband nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis aus Dehngrenze zu Zugfestigkeit Rpo,2/Rm unter 0,70 liegt und die Bruchdehnung Aso > 8 % in Längsrichtung ist.
10. Stahlband nach einem der Ansprüche 7 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass das
Stahlband mindestens eine der folgenden Eigenschaften aufweist: eine Kerbschlagarbeit bei einer Prüftemperatur von -20°C > 40 J ist, wobei die Prüfung an Kerbschlagbiegeproben nach DIN EN ISO 148-1 und längs zur Walzrichtung erfolgt, und eine Kerbschlagarbeit bei einer Prüftemperatur von -40°C > 27 J ist, wobei die Prüfung an
Kerbschlagbiegeproben nach DIN EN ISO 148-1 und längs zur Walzrichtung erfolgt.
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