WO2024115199A1 - Kaltgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

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Christine Bischoff
Peggy Brugger
Frank Hisker
Ingo Thomas
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
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Definitions

  • the invention relates to a cold-rolled flat steel product with a high tensile strength R m , a low yield strength R p o,2 and a high elongation at break A 8 o , and a process for its production.
  • DP steels typically consist largely of ferrite and martensite, but may also contain other phases such as bainite and/or residual austenite.
  • DP steels typically consist largely of ferrite and martensite, but may also contain other phases such as bainite and/or residual austenite.
  • the soft ferrite is usually deformed, while the hard martensite increases strength.
  • martensite can also be formed from optionally present residual austenite. This also contributes to increasing strength without affecting the early stages of plastic deformation.
  • DP steels are therefore characterized by a relatively lower yield strength ratio, i.e.
  • the latter consist mainly of phases with medium hardness such as bainite and/or tempered martensite.
  • a disadvantage of DP steels compared to other high-strength steels is their high sensitivity to edge cracks, which can occur during the forming of punched sheets.
  • edge crack sensitivity of a steel is assessed using the so-called “hole expanding test”, in which a hole punched into a sheet sample is expanded with a mandrel until the first crack appears, cf. ISO 16630:2017, “Metallic materials - Sheet and strip - - Hole expanding test”.
  • the diameter of the hole before the test, D o and during the first crack formation, DR, the hole expansion ratio X is calculated using the following formula:
  • DP steels The relatively high sensitivity of DP steels to edge cracks depends essentially on the inhomogeneity of the structure.
  • martensite forms in the form of coarse packages, which are often arranged in rows.
  • high internal stresses occur at the interfaces between the two phases due to the high hardness difference between the ferrite and martensite phases. This promotes crack formation during the hole expansion test, as very high degrees of deformation occur at the edge of the punch hole.
  • CP steels are characterized by a relatively isotropic and homogeneous structure with relatively fine precipitations. For this reason, the local stresses in CP steels under external mechanical loads are more homogeneous and lower than those that occur in DP steels. CP steels are therefore characterized by a higher resistance to edge cracks compared to DP steels.
  • the invention is therefore based on the object of providing a cold-rolled flat steel product with reduced edge crack sensitivity and of specifying a corresponding method for its production.
  • a cold-rolled flat steel product having the features of patent claim 1.
  • a cold-rolled flat steel product is provided which, in addition to Fe and unavoidable impurities due to the manufacturing process, consists in % by weight of
  • AI 0.010 to 0.50%, and optionally at least one of the following alloying elements from the group (Ti, Mo, B, Mo, Cu, Ni)
  • the impurities include the following alloying elements from the group (P, S, N, Nb, V, W, Sn, As, Co, Ca, 0, H) and may be present in the following contents:
  • the flat steel product according to the invention has a microstructure, together with structural components unavoidable due to production, which comprises the following phases: ferrite and bainite in total 75 to 96% and martensite and residual austenite in total 4 to 25%.
  • the flat steel product according to the invention has a tensile strength R m of 590 to 900 MPa, a yield strength R p o,2 of 330 to 600 MPa and an elongation at break A 8 o of at least 14%, determined in accordance with DIN EN ISO 6892-1:2017 (sample form 2, longitudinal samples).
  • the yield strength R p01 2 can in particular be limited to a maximum of 580 MPa, preferably to a maximum of 570 MPa.
  • the tensile strength R m can in particular be limited to a maximum of 880 MPa, preferably to a maximum of 860 MPa.
  • the lowest permissible hole expansion ratio X in % determined in accordance with DIN EN ISO 16630:2017 can be calculated as a first approximation using the following formula:
  • X (-0.08 x R m ) * %/MPa + X
  • the constant X can be at least 85%, in particular at least 87%, preferably at least 88%.
  • the hole expansion ratio X depends on the time delay between punching the hole and carrying out the test. A time frame for the test is not specified in ISO 16630:2017. The values given here refer to tests carried out within 5 hours of punching the hole in accordance with ISO 16630:2017.
  • the combination of a high hole expansion ratio X with respect to a high tensile strength R m , a low yield strength R p o,2 and a high elongation at break A 8 o of the flat steel product according to the invention is due in particular to the composition of the microstructure.
  • the main components of the structure can be identified by scanning electron microscopy (SEM) at a magnification of 3000 to 7500 times after Etching with a suitable etchant (e.g. Nital).
  • SEM scanning electron microscopy
  • a suitable etchant e.g. Nital
  • 3 to 5 scanning electron microscopic images are taken, the visible structures are assigned to the individual phases and then quantified pixel by pixel.
  • the image should preferably be taken at low acceleration voltages, a short working distance and, for example, with an in-lens SE detector, so that the individual metallographic phases can be clearly distinguished from one another based on their etching structure.
  • the procedure for carrying out the test is familiar to the expert.
  • the proportion of residual austenite is determined in an X-ray diffraction (XRD) test according to ASTM E975.
  • a low yield strength requires a relatively high proportion of ferrite in the structure.
  • the ferrite In the first stage of plastic deformation, the ferrite is preferentially deformed, while the harder carbon-rich phases such as bainite, retained austenite and martensite serve to reinforce it.
  • the yield strength is predominantly influenced by the ferrite content. It has been found that for a yield strength in the desired range, at least 25%, in particular at least 28%, preferably 30%, should be present.
  • ferrite Due to the relatively low hardness of ferrite, a certain proportion of bainite, retained austenite and martensite is required in order to achieve a tensile strength R m of at least 590 MPa, so that the proportion of ferrite in the structure is limited to a maximum of 85%, in particular to a maximum of 80%, preferably to a maximum of 75%.
  • Bainite also has a positive effect on tensile strength.
  • bainite also has a positive effect on hole expansion ratio.
  • a relatively high hole expansion ratio is a consequence of a relatively high proportion of bainite and a relatively low total proportion of martensite and austenite compared to other DP steels of the same tensile strength.
  • bainite is less hard. Therefore, the hardness difference between ferrite and bainite is lower than that between ferrite and martensite. Consequently, ferrite-bainite boundaries are less susceptible to cracking under external mechanical loads. Accordingly, a high proportion of bainite and a correspondingly low proportion of martensite are advantageous for cutting edge sensitivity.
  • the lower hardness of bainite compared to martensite means that a certain proportion of martensite must be replaced by a higher proportion of bainite to achieve the same tensile strength.
  • a bainite content of 5 to 60% If the bainite content is too low, the minimum requirements in terms of tensile strength and hole expansion ratio are not met. For this reason, a bainite content of at least 5%, in particular at least 8%, preferably at least 10% is required. If the bainite content is too high, however, leads to a yield strength that is too high. For this reason, the bainite content is limited to a maximum of 60%, in particular a maximum of 58%, preferably a maximum of 56%.
  • the proportions of martensite and residual austenite in the structure have a particularly strong effect on the mechanical and technological properties of the flat steel product according to the invention.
  • the proportion of martensite has a positive effect on the tensile strength.
  • a high proportion of martensite is in turn associated with a low hole expansion ratio, since under external mechanical loads the boundaries between neighboring ferrite grains and martensite packages serve as crack initiation points.
  • a high density of potential crack initiation points has a negative effect on the cutting edge sensitivity.
  • the residual austenite in the structure is partially or completely converted into martensite (the so-called TRI P effect). Therefore, the proportion of residual austenite also has a positive effect on the tensile strength.
  • the total proportion of martensite and residual austenite is relevant for the hole expansion ratio.
  • the proportions of martensite are limited to a maximum of 25%, in particular to a maximum of 23%, preferably to a maximum of 22%.
  • the total proportions of martensite and residual austenite are at least 4%, in particular at least 5%, preferably at least 6%, preferably at least 7%, particularly preferably at least 8%, further preferably at least 9%.
  • Martensite and residual austenite are each present at > 0%, for example.
  • the martensite proportion in the structure is preferably at least 1% and the residual austenite proportion is at least 1%.
  • the influence of martensite on the hole expansion ratio is basically a consequence of the high hardness difference between the martensite and the neighboring ferrite.
  • the hole expansion ratio thus depends on both the proportion of martensite in the structure and the hardness of the martensite.
  • the martensite hardness can be measured using nano-indentation. For example, impressions are made with a calibrated cube corner tip with a maximum load of 1000 pN in a finely polished and etched surface. It has been found that a nanohardness of the martensite determined in this way of more than 10 GPa is particularly detrimental to the hole expansion ratio. For this reason, the nanohardness of the martensite of the flat steel product according to the invention is at most 10 GPa. in particular not more than 9 GPa, preferably not more than 8 GPa. The values given here correspond to average values from at least 25 impressions in the martensite.
  • a nanoindenter is used, for example the “Hysitron TI Premier” device from Bruker. Details about the device can be obtained from Bruker or, for example, accessed at the following link: https://www.bruker.com/en/products-and-solutions/test-and-measurement/ nanomechanical- test-systems/hysitron-ti-premier-nanoindenter.html.
  • a specific measuring tip for example a cube corner tip (made of diamond) is pressed into a sample to be examined and a hardness can be determined based on the measured force-penetration curve, preferably using the Oliver&Pharr evaluation method (method available at the following link: https://www.sciencedirect.com/topics/engineering/oliver-pharr-method).
  • the flat steel product according to the invention can be characterized by a lower rolling texture.
  • a texture with a strong a-fiber typically forms.
  • the a-fiber consists of the orientations in which the ⁇ 110> axis is aligned parallel to the rolling direction. These orientations are shown here with a tolerance of 10 °.
  • a strong a-fiber is therefore associated with an anisotropic microstructure and consequently anisotropic material properties.
  • an anisotropic structure With an anisotropic structure, weak points will form on the cut edge, where cracks preferentially occur. For this reason, an anisotropic structure, particularly with a strong a-fiber, has a negative effect on the hole expansion ratio. It has been found that a structure proportion with an a-fiber of more than 30% is particularly detrimental to the hole expansion ratio. For this reason, this structure proportion of the flat steel product according to the invention with an a-fiber is at most 30%, in particular at most 28%, preferably at most 26%. A structure proportion with an a-fiber of at least 5%, in particular of at least 10%, is unavoidable.
  • the orientation density distribution function f(g) can be used. This corresponds to the area proportion of the structure with the Orientation g.
  • the maximum f(g) therefore corresponds to the area proportion of the structure with the most frequent orientation. It has been found that a maximum f(g) of more than 10% is particularly detrimental to the hole expansion ratio. For this reason, the maximum f(g) of the flat steel product according to the invention is at most 10%, in particular at most 9%, preferably at most 8%. A maximum f(g) of at least 2%, in particular at least 3% is unavoidable.
  • Both the proportions of the structure with the a- and y-fibers and the orientation density distribution function f(g) can be determined using electron backscatter diffraction (EBSD).
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • phase can be present individually or together in the form of pearlite, cementite - which is not a component of bainite -, non-metallic inclusions such as MnS or AlO, and coarse carbonitrides such as NbCN or TiCN with a precipitation diameter of more than 50 nm, which are detrimental to the mechanical properties and the hole expansion ratio and are therefore undesirable.
  • the other phases are therefore among the structural components that are unavoidable due to the manufacturing process. In total, these should not exceed a maximum of 4%, in particular a maximum of 3%, preferably a maximum of 2%, preferably a maximum of 1%.
  • the process according to the invention for producing a cold-rolled flat steel product comprises the steps: a) melting a steel consisting of Fe and unavoidable impurities in wt.% of
  • the impurities include the following alloying elements from the group (P, S, N, Nb, V, W, Sn, As, Co, Ca, 0, H) and can be present with the following contents:
  • H up to 0.0010 % b) pouring the melt into a preliminary product; c) preheating the preliminary product to a temperature and/or holding the preliminary product at a temperature between 1150 and 1350 °C; d) hot rolling the preliminary product into a hot-rolled flat steel product, in particular with a thickness between 1.8 and 5.0 mm, the final hot rolling temperature being between 850 and 980 °C; e) cooling the hot-rolled flat steel product obtained at an average cooling rate of between 20 and 400 °C/s to a coiling temperature of between 450 and 600 °C; f) coiling the hot-rolled flat steel product cooled to the coiling temperature to form a coil; g) uncoiling the coil and cold rolling to form a cold-rolled flat steel product, in particular with a thickness of between 0.6 and 2.4 mm, the degree of cold rolling being between 30 and 80%; h) coiling the cold-rolled flat steel product to form a coil; i) uncoiling the coil and annea
  • Heating to a holding temperature at an average heating rate of between 0.5 and 20 °C/s, with the heating rate between 700 °C and the holding temperature being on average between 1 and 10 °C/s;
  • the molten steel with an alloy composition within the ranges specified above is cast into a pre-product.
  • the steel is cast into a pre-product, which in the classic production process can be a slab of standard dimensions.
  • the steel can also be made into a pre-product by direct Hot rolling of a continuous cast in a casting rolling plant as a preliminary product of a thin slab or in a strip casting plant as a preliminary product of a cast strip.
  • the preliminary product can be processed directly, i.e.
  • the preliminary product is kept at a temperature or, if necessary, preheated to a temperature, for example in an equalization or preheating furnace, at which as complete homogenization as possible is guaranteed and at which any precipitations formed during casting are (re)dissolved as completely as possible.
  • the melt is cast to form a preliminary product in a continuous casting plant, for example, the cast and completely solidified strand is separated into several slabs of finite dimensions and the slabs are finally allowed to cool down to ambient temperature, in particular through natural cooling.
  • the preliminary product or slab is reheated to a temperature for further processing, for example in a walking beam furnace or by other suitable means.
  • the temperature for preheating and/or holding the preliminary product is at least 1150 °C, in particular at least 1200 °C, in order to ensure that any undesirable precipitations in the form of carbides/carbonitrides and/or nitrides in the preliminary product are dissolved as completely as possible.
  • the temperature for preheating and/or holding should not exceed 1350 °C in order to avoid partial melting and/or excessive scaling of the preliminary product.
  • the temperature for preheating and/or holding can be limited to a maximum of 1300 °C.
  • the preliminary product is hot rolled in one or more rolling stands (hot rolling mill) with a hot rolling end temperature between 850 and 980 °C to produce a hot rolled flat steel product.
  • a hot rolling end temperature of at least 850 °C, in particular at least 880 °C, is chosen to produce the hot rolled flat steel product in order to prevent the forming resistance from increasing too much. If the hot rolling end temperature is too low, the rolling forces would increase disproportionately and the desired isotropy of the material would be lost due to the effects of thermomechanical rolling. To avoid undesirable coarse grain formation, the rolling end temperature for producing the hot rolled flat steel product is limited to a maximum of 980 °C.
  • the hot-rolled flat steel product preferably has a thickness between 2.0 and 4.5 mm.
  • the hot-rolled flat steel product obtained is cooled to a coiling temperature of between 450 and 600 °C at an average cooling rate of between 20 and 400 °C/s.
  • the average cooling rate of at least 20 °C/s is required to avoid as far as possible the formation of pearlite and cementite and the formation of coarse precipitates that cannot be dissolved in the subsequent process steps.
  • An average cooling rate above 400 °C/s offers no advantages.
  • the coiling temperature is at least 450 °C, in particular at least 480 °C, in order to prevent martensite formation and to promote the formation of a structure of bainite, bainitic ferrite and/or ferrite in the hot-rolled flat steel product.
  • Martensite in the microstructure of the hot-rolled flat steel product would be transferred to the microstructure of the cold-rolled and annealed flat steel product and would be an undesirable phase in the microstructure of the cold-rolled flat steel product.
  • the martensite in the microstructure of the hot-rolled flat steel product has a negative effect on both the ductility of the hot-rolled flat steel product and the isotropy of the microstructure of the cold-rolled and annealed flat steel product.
  • the coiling temperature is limited to a maximum of 600 °C, in particular a maximum of 580 °C.
  • the hot-rolled flat steel product cooled to the coiling temperature is coiled into a coil.
  • the hot-rolled flat steel product can be uncoiled from the coil and fed to a conventional pickling process, either in the coil-to-coil process, i.e. uncoiling-pickling-coiling, or preferably directly before cold rolling, i.e. uncoiling-pickling-cold rolling.
  • Pickling can be used to remove scale on the hot-rolled flat product and/or to prepare or activate the surface of the hot-rolled flat product for the next steps.
  • the hot-rolled flat product is uncoiled from the coil and cold-rolled to a cold-rolled flat steel product with a cold-rolling degree of between 30 and 80%.
  • the cold-rolling degree KWG is calculated using the formula: KWG - 100 * (LWB — LKB) / LWB where LWB is the thickness of the hot-rolled flat steel product (hot strip) and L KB is the thickness of the cold-rolled flat steel product (cold strip).
  • Cold rolling is required for high surface quality and dimensional tolerance, which is necessary for the intended use of the cold-rolled flat steel product in thin-walled components (e.g. body-in-white components).
  • cold rolling leads to work hardening, which has a negative effect on the ductility and hole expansion ratio of the steel.
  • cold rolling results in a dominant rolling texture, which leads to a pronounced anisotropy of the mechanical properties and consequently a reduction in the hole expansion ratio.
  • the influence of work hardening and rolling texture on the mechanical-technological properties cannot be fully recovered by subsequent annealing.
  • the cold rolling degree is at least 30%, in particular at least 40%, preferably at least 50%, preferably at least 60%.
  • the cold rolling degree is limited to a maximum of 80%, in particular a maximum of 77%.
  • the cold-rolled flat steel product (cold strip) preferably has a thickness between 0.7 and 2.1 mm.
  • the cold-rolled flat steel product is coiled into a coil.
  • the cold-rolled flat steel product is uncoiled from the coil and annealed in a continuous process.
  • the annealing of the cold-rolled flat steel product has a significant influence on the formation of the structural components and consequently on the setting of the mechanical and technological properties of the end product.
  • the annealing conditions are set so that the proportion of bainite in the structure is increased and the proportion of martensite in the structure is reduced. This enables both a high tensile strength and a high hole expansion ratio to be achieved.
  • Bainite is formed by the decomposition of austenite during cooling. However, this only occurs within a narrow temperature range. At temperatures above this range, ferrite or pearlite usually form, whereas at temperatures below this range, i.e.
  • austenite into bainite in this temperature range is favored by the destabilization of the austenite.
  • the stability of austenite depends primarily on its carbon content. Accordingly, the formation of bainite could be achieved by adjusting the concentration or distribution of carbon in the austenite.
  • Annealing can be carried out in a conventional manner in a multi-stage continuous annealing plant or in a conventional manner in a multi-stage continuous annealing plant in a hot-dip coating plant.
  • the cold-rolled flat steel product is heated in a first annealing stage at an average heating rate of between 0.5 and 20 °C/s.
  • the cold-rolled flat steel product can be heated in the first stage individually or in a combination of inductive heating or heating in a furnace or furnace section heated with a gas-fired burner.
  • the final temperature of the first stage depends on the holding temperature of the following stage, which in turn depends on a temperature TI.
  • An average heating rate of at least 0.5 °C/s is required to avoid excessive coarsening of the structure, which has a negative effect on the tensile strength of the material. At average heating rates of more than 20 °C/s, the structure may not be fully recrystallized.
  • the average heating rate prevailing in the first stage in the temperature range from 700 °C to the holding temperature must be regulated more precisely. It has been found that the average heating rate in this temperature range has a particularly strong influence on the coarsening or recrystallization of the structure in a second stage. Therefore, an average heating rate between 1 and 10 °C/s, in particular between 1.5 and 8 °C/s, preferably between 2 and 6 °C/s in the temperature range from 700 °C to the holding temperature is required to achieve the required mechanical-technological properties required.
  • the cold-rolled flat steel product is held in a furnace or furnace section heated, for example, with a gas-fired burner, at a certain holding temperature and for a holding time of 30 to 300 s.
  • the homogeneity of the carbon distribution and consequently the mechanical and technological properties of the final product are also influenced by the holding time.
  • the redistribution of carbon during the holding time is a diffusion process that depends on both temperature and time. If the holding time is too short, there would be insufficient time to redistribute the carbon and consequently achieve a homogeneous carbon distribution.
  • a holding time of at least 30 s is required for sufficiently homogeneous carbon distribution.
  • a holding time that is too long leads to excessive coarsening of the structure. For this reason, the holding time is limited to a maximum of 300 s.
  • the holding temperature is based on a temperature Tl, which is measured, for example, at the transition between the heated furnace section or furnace and a subsequent cooling section; more precisely, it corresponds to the temperature at the transition between the second and a third stage.
  • Tl a temperature measured, for example, at the transition between the heated furnace section or furnace and a subsequent cooling section; more precisely, it corresponds to the temperature at the transition between the second and a third stage.
  • the conditions in the second stage influence both the composition and properties of the structural components of the final product and the completeness of recrystallization and consequently the strength of the rolling texture resulting from cold rolling. These, in turn, are of crucial importance for achieving the required mechanical and technological properties.
  • the holding temperature in the second stage corresponds to the intercritical range (between the Acl and Ac3 temperatures) or higher.
  • the microstructure of the cold-rolled flat steel product is partially or completely converted to austenite.
  • the completeness of the austenitization depends primarily on the holding temperature, but also partly on the time. In this temperature range, carbon atoms diffuse so quickly that a redistribution of carbon between the ferrite and austenite is possible during the holding time. Due to the much higher solubility of carbon in austenite compared to ferrite, the carbon in the austenite is enriched. A higher proportion of austenite therefore leads to a more homogeneous carbon distribution.
  • the homogeneity of the carbon distribution is of crucial importance for the formation and properties of other microstructure components, such as new ferrite, martensite and/or bainite during the subsequent cooling and consequently on the mechanical and technological properties of the final product.
  • regions of the microstructure with high carbon contents tend to transform into martensite, whereas regions with lower carbon contents tend to transform into bainite.
  • New ferrite only forms in temperature regions with very low carbon contents.
  • a more homogeneous carbon distribution promotes the formation of bainite instead of martensite, which can have a positive effect on the hole expansion ratio, provided that it is favored by the cooling conditions.
  • bainite instead of martensite is promoted by a more homogeneous carbon distribution, which in turn requires a high holding temperature.
  • DP steels are annealed at temperatures of less than 840 °C, at which the structure contains a significant proportion of non-transformed structural components, such as old ferrite, martensite and/or bainite. Accordingly, the carbon distribution is still relatively inhomogeneous. Annealing at temperatures of at least 840 °C and at most 900 °C is therefore desirable. At temperatures of at least 840 °C and less than the Ac3 temperature, which corresponds to approximately 860 °C, the structure consists predominantly of austenite and consequently the carbon distribution is comparatively homogeneous.
  • the annealing temperature must be at least 840 °C.
  • Annealing at temperatures above the Ac3 temperature leads to a completely austenitic structure and consequently an even more homogeneous carbon distribution.
  • annealing at 900 °C the carbon distribution is completely homogenized. This means that annealing at even higher temperatures has no further effect on the mechanical and technological properties of the end product, but rather leads to an undesirable coarsening of the structure. For this reason, the annealing temperature is limited to a maximum of 900 °C.
  • a homogeneous carbon distribution also requires that the holding temperature remains constant during the holding time. For this reason, the cold-rolled flat steel product must not fall below a holding temperature of 30 °C lower than the temperature TI during the holding time. Furthermore, the holding temperature must be set so that the requirements regarding the temperatures TI and in particular T2 can be met.
  • the temperature TI is between 840 and 900 °C at the end of the holding time.
  • the transfer of the rolling texture that occurs during cold rolling to the final product is also influenced by the temperature TI.
  • a high temperature TI ensures that the structure is completely restored or recrystallized and thus the cold-rolled structure is largely suppressed.
  • the restoration or recrystallization of the Structure in significantly shorter periods of time compared to the redistribution of carbon. For this reason, the holding time has no significant influence on the rolling texture.
  • the carbon distribution at the end of the holding time also influences the properties of the microstructure components that form during the subsequent cooling.
  • the hardness of the martensite depends on its carbon content. A homogeneous carbon distribution therefore promotes the formation of softer martensite, which has a positive effect on the hole expansion ratio of the final product.
  • the cold-rolled flat steel product is transferred to a cooling section and cooled at an average cooling rate of 0.5 to 100 °C/s to a temperature T2, which is measured at the exit of the cooling section.
  • Both TI and T2 affect the composition of the structural components.
  • the difference between TI and T2, which is designated DT is decisive for the setting of the structural components, in particular the formation of bainite.
  • Bainite is formed by the decomposition of austenite in a narrow temperature range, usually equal to or more than the martensite start temperature Ms and less than 490 °C.
  • the martensite start temperature Ms in °C is calculated according to the contents of C, Mn and Cr, each in wt.%, for example using the formula:
  • the lower limit of the temperature T2 is limited to Ms. If the temperature T2 is too high, no bainite is formed, but too high a proportion of austenite remains, which would largely convert to martensite when the cold-rolled flat steel product is later cooled to a temperature of no more than 100 °C, for example to room temperature. Furthermore, if the temperature T2 is too high, a proportion of the existing austenite can convert to pearlite, which would negatively affect the hole expansion ratio.
  • bainite instead of martensite is therefore influenced by both a high temperature TI and low Temperature T2, provided that all other requirements regarding TI and T2 are met. Therefore, the difference DT given by TI -T2 has a particularly strong effect on the mechanical technological properties of the final product.
  • a high difference DT ensures a homogeneous carbon distribution and a high degree of recrystallization and promotes the formation of bainite, with the remaining martensite being softer. For this reason, DT must be more than 385 °C, in particular more than 400 °C, preferably more than 410 °C, preferably more than 415 °C.
  • the average cooling rate is between 0.5 and 100 °C/s.
  • An average cooling rate of at least 0.5 °C/s is required to avoid the formation of undesirable phases such as pearlite due to the decomposition of austenite and excessive coarsening of the structure during cooling.
  • An average cooling rate that is too high prevents the formation of new ferrite during cooling.
  • a high proportion of ferrite is required to achieve the desired mechanical and technological properties. For this reason, the upper limit of the average cooling rate is set at a maximum of 100 °C/s.
  • the average cooling rate in the third stage in the temperature range from 700 to 600 °C must be controlled more precisely. It has been found that the average cooling rate in this temperature range has a particularly strong influence on the formation of the structural components. Therefore, an average cooling rate between 10 and 50 °C/s in the temperature range from 700 to 600 °C is required to achieve the required mechanical and technological properties.
  • the cold-rolled flat steel product is held at a temperature T3 equal to or higher than the martensite start temperature Ms and less than 455 °C for a holding time between 1 and 1000 s.
  • T3 T2 +/- 20°C.
  • a holding time of less than 1 s is not sufficient for a significant amount of bainite to form. If the holding time is too long, an excessive amount of pearlite can be formed, which has a negative effect on the tensile strength and the hole expansion ratio. For this reason, the holding time is limited to a maximum of 1000 s, in particular a maximum of 800 s, preferably a maximum of 500 s, preferably a maximum of 300 s.
  • the cold-rolled flat steel product can be cooled in a fifth stage to a temperature of not more than 100 °C at an average cooling rate of between 0.5 and 20 °C/s.
  • the cold-rolled flat steel product can be coated with a Zn-based anti-corrosive coating by immersing it in a molten bath after the fourth stage.
  • the bath inlet temperature is at least 10 °C lower and at most 20 °C higher than the molten bath temperature in order to prevent the molten bath temperature from changing significantly due to the addition of the cold-rolled flat steel product.
  • the required bath inlet temperature can be set by appropriately tempering the cold-rolled flat steel product in the fifth stage.
  • the anti-corrosive coating or melt bath consists mainly of zinc (Zn) and can essentially be composed in a conventional manner. Accordingly, the anti-corrosive coating or melt bath can contain Zn and unavoidable impurities of up to 20 wt.% Fe, up to 5 wt.% Mg and up to 10 wt.% Al. Typically, at least 1 wt.% Mg and/or at least 1 wt.% Al are provided, if present, in order to achieve optimal performance properties of the anti-corrosive coating.
  • the hot-dip coating can be followed by a further heat treatment (“galvannealing”), in which the hot-dip coated flat steel product is heated to up to 550 °C in order to burn in the zinc-based coating.
  • galvannealing a further heat treatment
  • the resulting cold-rolled flat steel product can be cooled to a temperature of less than 100 °C at an average cooling rate of 0.5 to 20 °C/s.
  • the "average" heating or cooling rate is to be understood as the difference between an initial temperature (actual temperature) and a target temperature (setpoint temperature) in relation to the time required between the initial temperature and reaching the target temperature.
  • the heating and cooling rates are not constant values.
  • the flat steel product obtained in this way can optionally be subjected to conventional skin-passing to optimize its dimensional stability and surface quality.
  • the skin-passing degree set is at least 0.1% and at most 1.0%, with a skin-passing degree of at least 0.2% being particularly preferred.
  • a skin-passing degree of less than 0.1% would lead to a lower surface roughness in a cold-rolled flat steel product optionally coated with a metal coating, which would have a negative impact on the formability of the flat steel product.
  • a skin-passing degree of more than 1.0% would have a negative impact on both the mechanical properties (yield strength and elongation at break) and the hole expansion ratio.
  • the resulting cold-rolled, optionally coated, optionally heat-treated and optionally skin-rolled flat steel product is preferably coiled into a coil or alternatively cut into blanks.
  • Carbon (C) is essential for the formation of harder structural components such as martensite, retained austenite and bainite.
  • the proportions of these structural components have a very large influence on the mechanical properties of the steel.
  • the combination of high tensile strength and high hole expansion ratio specified according to the invention requires a certain ratio of such structural components. Too low a proportion of martensite, retained austenite or bainite leads to insufficient tensile strength, whereas too high a proportion of martensite or retained austenite leads to insufficient hole expansion ratio.
  • the C content must be in the range between 0.050 and 0.170 wt.%, in particular between 0.055 and 0.160 wt.%.
  • alloying with Si promotes the formation of retained austenite, which has a positive effect on the elongation at break A 8 o.
  • a content of at least 0.080 wt.%, in particular at least 0.10 wt.%, preferably at least 0.120 wt.% is required. Too high a Si content leads to excessive formation of retained austenite, which has a negative effect on the hole expansion ratio. Furthermore, too high a Si content is detrimental to the surface quality of hot-dip coated steels.
  • the upper limit of the Si content is limited to a maximum of 0.350 wt.%, in particular a maximum of 0.310 wt.%, preferably a maximum of 0.270 wt.%.
  • Manganese (Mn) is an essential alloying element which is distributed inhomogeneously in rows across the strip thickness. Mn has a very strong effect on the solubility of C in Fe and therefore on the local transformation behavior of the microstructure. As a result, the Mn content has a dominant influence on the formation of the C-rich microstructure components during annealing and consequently on the mechanical properties and hole expansion ratio of the annealed material. It has been found that a Mn content in the range between 1.50 and 2.40 wt.%, in particular between 1.60 and 2.350 wt.%, preferably between 1.70 and 2.30 wt.%, leads to an optimal combination of mechanical properties and hole expansion ratio.
  • Mn content of less than 1.50 wt.% With a Mn content of less than 1.50 wt.%, the required lower limit of the tensile strength of 590 MPa is not reached.
  • a Mn content of more than 2.40 wt.% leads to excessive formation of martensite and retained austenite, so that the minimum requirement regarding hole expansion ratio and elongation at fracture is not met.
  • Chromium (Cr) influences the formation of the microstructure components during annealing in a similar way to Mn and consequently the mechanical properties and the hole expansion ratio of the final material. Cr also slows down the coarsening of Nb-based carbides, for example. In this way, Cr can also contribute to increasing strength through precipitation hardening. To achieve these effects, a Cr content of at least 0.20 wt.%, in particular at least 0.250 wt.%, is required. However, an excess of Cr increases the risk of pronounced grain boundary oxidation, which can damage the surface. surface quality deteriorates. For these reasons, the upper limit of the Cr content is limited to a maximum of 0.950 wt.%, in particular a maximum of 0.90 wt.%.
  • Al aluminium
  • Si glass
  • Al has less negative effects on the surface quality of hot-dip coated flat steel products.
  • too high an Al content leads to excessive formation of residual austenite, which negatively affects the hole expansion ratio.
  • the upper limit of the Al content is limited to a maximum of 0.50 wt.%, in particular to a maximum of 0.30 wt.%, preferably to a maximum of 0.10 wt.%, preferably to a maximum of 0.080 wt.%.
  • At least one of the following alloying elements from the group (Ti, Mo, B, Mo, Cu, Ni) may optionally be included:
  • Titanium (Ti) is an optional alloying element that precipitates in the form of carbides and can lead to a refinement of the microstructure, especially at a minimum content of 0.0010 wt.%.
  • a finer microstructure has a positive effect on the tensile strength without greatly affecting the ductility. It has been found that a finer microstructure has a positive effect on the hole expansion ratio of the material.
  • Ti-based carbides can also have a direct effect on the tensile strength of the material through the precipitation hardening effect. This effect is particularly pronounced if the carbides do not coarsen excessively during annealing in a continuous annealing plant.
  • Too high a Ti content can lead to cracking during continuous casting or during slab cooling or reheating.
  • the upper limit of the Ti content is restricted to a maximum of 0.060 wt.%, in particular to a maximum of 0.055 wt.%.
  • B Boron
  • B can accumulate as an optional alloying element at grain boundaries during austenitization of the structure and prevents the formation of ferrite during cooling and can therefore be optionally added to increase strength, in particular with a minimum content of 0.0002 wt.%.
  • too high a B content leads to excessive formation of martensite, which is not conducive to the desired structure composition.
  • the B content should not exceed 0.0015 wt.%, in particular 0.0014 wt.%.
  • the B content should not exceed 0.0005 wt.% or should not be added to the alloy.
  • Molybdenum (Mo) can be used as an optional alloying element to slow down the diffusion of C and therefore prevents the homogenization of the C distribution during annealing.
  • the Mo content must therefore be limited to a maximum of 0.20 wt.%, in particular a maximum of 0.10 wt.%. However, if required, a minimum content of 0.0010 wt.% can be added or present.
  • Copper (Cu) can precipitate as an optional alloying element in the form of coarse particles, which have a negative effect on the mechanical properties.
  • Cu has a negative influence on castability.
  • the Cu content is limited to a maximum of 0.20 wt.%, in particular a maximum of 0.10 wt.%. If required, however, a minimum content of 0.0010 wt.% can be added or present.
  • Nickel (Ni) can be added as an optional alloying element to increase ductility, for example with a minimum content of 0.0010 wt.%. At the same time, however, the presence of Ni can also lead to an undesirable reduction in strength, so that in order to avoid a negative influence of Ni on strength, the Ni content is limited to a maximum of 0.20 wt.%, in particular a maximum of 0.10 wt.%.
  • alloying elements not explicitly listed here are to be attributed to the unavoidable impurities that arise during production and that can enter the steel as components of the starting material from which the steel is made, or as a result of the process during steel melting and processing.
  • the impurities include the following alloying elements from the group (P, S, N, Nb, V, W, Sn, Sb, As, Co, Ca, 0, H), which can be present in amounts that are kept so low that they have no technical effect on the properties of the steel.
  • phosphorus (P) is a contaminant that is introduced into the steel through iron ore and cannot be completely eliminated in the large-scale steelmaking process.
  • the content should be set as low as possible, with the content being a maximum of 0.020%, and in particular a maximum of 0.0170%, for reliable weldability.
  • S is also considered an impurity in the broadest sense and must therefore be adjusted to a maximum content of 0.010%, in particular a maximum of 0.0050%, preferably a maximum of 0.0030% by weight, in order to avoid a strong tendency towards segregation and a negative influence on formability or ductility as a result of excessive formation of sulfides (FeS; MnS; (Mn, Fe)S).
  • Calcium can usually be added to the alloy to desulphurise and adjust the S content depending on the Ca content.
  • N Nitrogen
  • Ti, Nb and/or V, in the presence of C preferably form nitrides or carbonitrides with N.
  • the inclusion of N in the precipitates is therefore unavoidable under the technically and economically feasible conditions.
  • the lowest possible content should be aimed for, since N-dominated carbonitrides are often very coarse and angular, which is why they do not contribute to strengthening but act as crack initiators.
  • the content should be limited to a maximum of 0.010%, in particular a maximum of 0.0080%.
  • the Nb content is limited to a maximum of 0.030 wt.%, in particular a maximum of 0.0280 wt.%;
  • the V content is limited to a maximum of 0.020 wt.%, in particular a maximum of 0.010 wt.%;
  • the W content is limited to a maximum of 0.10 wt.%, in particular a maximum of 0.050 wt.%;
  • the Sn content is limited to a maximum of 0.050 wt.%;
  • the Sb content is limited to a maximum of 0.0004 wt.%;
  • the As content is limited to a maximum of 0.020 wt.%;
  • the Co content is limited to a maximum of 0.020 wt.%.
  • Calcium (Ca) is usually added to the melt during steel production for deoxidation and desulfurization as well as to improve castability. Too high a content can lead to the formation of undesirable inclusions, which have a negative effect on mechanical properties and rollability. Therefore, the upper limit is limited to a maximum of 0.0050%, in particular a maximum of 0.0030%.
  • Oxygen (O) is also undesirable in the melt or in the steel, since oxide deposits affect both the mechanical properties and the castability and rollability. would have a negative impact.
  • the maximum permissible content is therefore set at 0.0050%, and in particular at 0.0020%.
  • Hydrogen (H) is the smallest atom and is very mobile in the interstitial spaces in steel and can cause cracks in the core, particularly in high-strength steels, when cooling from hot rolling.
  • the content should therefore be as low as possible, in any case a maximum of 0.0010%, in particular a maximum of 0.0006%, preferably a maximum of 0.0004%, with contents of preferably a maximum of 0.0002% being the aim.
  • Table 1 shows the chemical compositions of the exemplary embodiments.
  • Table 2 shows the specifications relating to hot and cold rolling as well as annealing and the optional hot-dip coating.
  • Table 4 shows both the mechanical-technological properties and the structural characteristics of the exemplary embodiments.
  • melts A - F alloyed according to the compositions given in Table 1 were produced and cast into slabs.
  • the melts not according to the invention and their contents of certain alloying elements that deviate from the specifications of the invention are highlighted in Table 1 by underlining. Contents of an alloying element that were so low that they were "0" in the technical sense, i.e. so low that they had no influence on the properties of the steel, are marked in Table 1 by the entry.
  • the slabs produced from melts A - F were heated through in a preheating furnace at a temperature (“VWO").
  • the preheated slabs were then hot rolled in the conventional manner to form a hot-rolled flat steel product (hot strip).
  • the hot strip obtained in each case left the hot rolling mill at a hot rolling end temperature (“WET”) and was then cooled at an average cooling rate ("AKR") to a coiling temperature (“HT”), at which it was each coiled into a coil.
  • WET hot rolling end temperature
  • HT coiling temperature
  • the hot strip was pickled in the conventional manner and then cold rolled at a cold rolling grade ("KWG”) in the conventional manner to form a cold-rolled flat steel product (cold strip).
  • the cold strip was annealed in a conventional manner in a multi-stage continuous annealing plant or in a conventional manner in a multi-stage continuous annealing plant in a hot-dip coating plant. Annealing took place in several stages.
  • the cold strip was heated at an average heating rate (“HR”) to a holding temperature which was based on the temperature (“TI”) and corresponded to a temperature between Tl-30°C/s and TI, at which it was held for a holding time (“HZ 1”).
  • the cold strip was then cooled at an average cooling rate (“KR1”) to a holding temperature, whereby the difference DT of TI - T2 is given in Table 3.
  • the holding temperature which was based on the temperature (“T2”)
  • the cold strip was optionally coated with a Zn-based anti-corrosion coating by immersion in a molten bath. Either immediately after the end of the holding time (“HZ2”) or after leaving the melt bath, the cold strip is cooled to room temperature at an average cooling rate (“KR2”).
  • the cold strip (cold-rolled flat steel product) produced in this way has optionally been skin-passed with a skin-pass grade (“DG”).
  • DG skin-pass grade
  • the annealing and optional hot-dip coating were carried out according to one of the combinations a - i of HR, TI, HZ1, KR1, T2, HZ2, KR2 and DG specified in Table 3.
  • the combinations a - i it is also specified whether the cold strip was coated with a Zn-based corrosion coating.
  • the combinations of a - i that are not in accordance with the invention and the specifications that did not correspond to the requirements of the invention are highlighted in Table 3 by underlining.
  • Example Al consists of a steel substrate with the chemical composition A and was produced according to rolling specification I and annealing specification a. This resulted in an optimal combination of mechanical-technological properties and microstructure characteristics.
  • Example A2 was produced with a VWO that was too low, but is otherwise the same as example Al.
  • the different VWO resulted in no bainite content and too high a content of undesirable microstructure components.
  • example A2 has an elongation at break Aso that is too low and a constant X that is too low.
  • Example A2 therefore serves as a counterexample here.
  • Example A3 was produced with a low but permissible VWO and WET compared to those of example Al.
  • example A3 has a low AKR, a high HT and a low KWG compared to example Al. This resulted in both mechanical properties and microstructure characteristics in the required range.
  • Example A4 on the other hand, was produced with a WET that was too low, but is otherwise the same as example A3. The WET that was too low led to a and f(g)max that were too high and consequently to an R P o,2 that was too high, an A 8 o that was too low and a constant X that was too low.
  • Example A4 therefore serves as a counterexample.
  • Steel B is similar to steel A, but has too high a Mn content.
  • Steel B was produced in example Bl under the same conditions as example Al.
  • the different chemical analysis resulted in no bainite content and too high a total content of martensite and retained austenite.
  • the mechanical-technological properties of the example were outside the achieved range.
  • Example Bl therefore serves as a counterexample.
  • Steel C was used in examples CI to C3 to investigate the influence of the temperature difference TI-T 2.
  • Example CI was produced under the same conditions as example Al and has mechanical-technological properties and microstructure characteristics in the required range. In example C2, a very lower but still permissible T1-T2 was set.
  • Example C3 therefore serves as a counterexample.
  • Steel D is a low-strength variant that was used in examples Dl to D3 to investigate the influences of AKR and HT.
  • examples Dl to D3 were produced with very high WET and KWG.
  • a low AKR and a high HT were set.
  • a high AKR and a lower HT were set.
  • the mechanical-technological properties and microstructure characteristics of examples Dl and D2 were within the required range.
  • a HT was set that was too low.
  • the microstructure characteristics and the mechanical-technological properties were outside the achieved range.
  • Example D3 is therefore one of the counterexamples.
  • Example D4 In examples D4 to D6, TI and T2 were varied, but T1-T2 were kept constant. Example D4 was produced with a TI that was too low. This leads to no bainite content and to an H M , a and f(g)max that is too high and consequently to a constant X that is too low. Example D4 therefore serves as a counterexample.
  • Example D5 was produced with a lower but still acceptable TI. As a result, the bainite content was low and HM, a and f(g)max were high, but within the required range. This resulted in a low but still acceptable constant X. In example D6, a very high TI was set. This leads to both a high bainite content and a low HM , a and f(g)max, which has a positive effect on the constant X.
  • Steel E is similar to steel D, but has too low C and Mn contents.
  • Steel E was produced in example El under the same conditions as example Dl. Due to the very At low alloy contents, the ferrite content was above and the R p o,2 and R m below the required level.
  • Example El therefore serves as a counterexample.
  • steel F Compared to steels A, C and D, steel F has a lower C content and a higher Mn content.
  • Steel F was used in examples Fl to F3 to investigate the influence of HZ1.
  • examples Fl to F3 were produced with a very high T1-T2, a very long HZ2 and no zinc coating.
  • a HZ1 was set that was too short. This resulted in no bainite content and too high H M , a and f(g)max. As a result, the mechanical-technological properties were outside the required range.
  • Example Fl therefore serves as a counterexample.
  • HZ1 was shorter and longer than in the other examples, but was within the permissible range. This resulted in mechanical-technological properties and microstructure characteristics within the desired range.
  • Table 2 Process conditions of the examples with reference to hot and cold rolling
  • Table 3 Process conditions of the embodiments with regard to annealing and the optional hot-dip coating

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein entsprechend kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Zugfestigkeit Rm von mindestens 590 und maximal 900 MPa, einer Streckgrenze Rp0,2 von mindestens 330 MPa und maximal 600 MPa und einer Bruchdehnung A80 von mindestens 14 %, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.

Description

Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer hohen Zugfestigkeit Rm, einer niedrigen Dehngrenze Rpo,2 und einer hohen Bruchdehnung A8o, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Die stetig steigende Nachfrage nach kraftstoffeffizienten Autos treibt einen steigenden Bedarf an Gewichtsreduzierung durch Leichtbau an. Eine kostenwirksame Maßnahme zur Gewichtsreduktion ist die Verwendung von hochfesten Stählen. Dies ermöglicht die Herstellung von dünnwandigen Bauteilen, welche trotz ihres geringen Gewichts hohen mechanischen Belastungen standhalten. Damit die Stähle auch in Bauteilen mit höheren geometrischen Komplexitäten umgeformt werden können, müssen diese gleichzeitig eine höhere Duktilität aufweisen. Typischerweise sind die Festigkeit und Duktilität von Stählen antikorreliert, d.h. je höher die Festigkeit, desto niedriger die Duktilität. Aus diesem Grund ist die Verwendung von hochfesten Stählen für solche Bauteile nur begrenzt möglich.
Hochfeste Stähle der neuesten Generation, sog. „Advanced High Strength Steels“ , zielen auf ein sehr hohes Umformvermögen bei gleichzeitig höheren Festigkeiten ab. Dazu zählen sog. Dua lphasen(DP)stä hie, die typischerweise größtenteils aus Ferrit und Martensit bestehen, aber gegebenenfalls auch andere Phasen wie Bainit und/oder Restaustenit enthalten können. Bei der plastischen Verformung von DP-Stählen wird meist der weiche Ferrit verformt, während der harte Martensit die Festigkeit erhöht. Während der plastischen Umformung kann zusätzlich aus optional vorhandenem Restaustenit Martensit entstehen. Dieser trägt ebenfalls zur Festigkeitssteigerung bei, ohne die ersten Stadien der plastischen Verformung zu beeinflussen. Bei der Prüfung im Labor zeichnen sich DP-Stähle daher durch ein relativ niedrigeres Dehngrenzenverhältnis, d.h. das Verhältnis zwischen Dehngrenze Rpo,2 und Zugfestigkeit Rm, und eine relativ hohe Bruchdehnung A8o im Vergleich zu Komplexphasen(CP)stählen aus. Letztere bestehen überwiegend aus Phasen mit einer mittleren Härte wie Bainit und/oder angelassene Martensit.
Ein Nachteil von DP-Stählen relativ zu anderen hochfesten Stählen ist ihre hohe Empfindlichkeit für Kantenrisse, die bei der Umformung von gestanzten Blechen auftreten können. Im Labor wird die Kantenrissempfindlichkeit eines Stahls mit der sogenannten „Lochaufweitungsprüfung “ bewertet, in welcher ein in eine Blechprobe gestanztes Loch mit einem Dorn bis zur ersten Rissentstehung aufgeweitet wird, vgl. ISO 16630:2017, “Metallic materials - Sheet and strip - - Hole expanding test”. Aus dem Durchmesser des Lochs vor der Prüfung, Do, und bei der ersten Rissbildung, DR, wird das Lochaufweitungsverhältnis X, mit der folgenden Formel berechnet:
X=1OO*(DR-DO)/DO.
Die relativ hohe Empfindlichkeit für Kantenrisse von DP-Stählen hängt im Wesentlichen von der Inhomogenität des Gefüges ab. In DP-Stählen bildet sich der Martensit in Form von groben Paketen, welche häufig in Zeilen angeordnet sind. Unter äußeren mechanischen Belastungen kommt es wegen der hohen Härtedifferenz zwischen den Ferrit- und Martensitphasen zu hohen inneren Spannungen an den Grenzflächen zwischen den beiden Phasen. Dies fördert eine Rissbildung während der Lochaufweitungsprüfung, da dort sehr hohe Verformungsgrade an der Kante des Stanzloches entstehen. Im Gegensatz dazu zeichnen sich CP-Stähle durch ein relativ isotropes und homogenes Gefüge mit relativ feinen Ausscheidungen aus. Aus diesem Grund sind die lokalen Spannungen in CP-Stählen unter äußeren mechanischen Belastungen homogener und niedriger als die, die in DP-Stählen entstehen. Daher zeichnen sich CP-Stähle durch eine höhere Beständigkeit für Kantenrisse im Vergleich zum DP-Stählen aus.
Es besteht Optimierungsbedarf, kaltgewalzte DP-Stähle mit geringer Sensibilität zu Kantenrissen herzustellen. Ein möglicher Weg zur Erreichung dieses Ziel ist die Reduzierung von inneren Härtegradienten, die eventuell zur Rissentstehung führen können. Diese könnte beispielweise durch ein teilweise oder vollständiges Ersetzen von hartem Martensit durch weicheren Bainit im Gefüge bzw. durch eine Reduzierung der Härte des Martensits erzielt werden. Ein alternativer Ansatz zur Reduzierung der Kantenrissempfindlichkeit von DP-Stählen wäre die Unterdrückung der Kaltwalztextur, welche sonst zu einer Anisotropie des Gefüges beiträgt. Ein gattungsgemäßes Verfahren sowie entsprechend hergestellte Stahlflachsubstrate ist beispielsweise in der DE 10 2021 121 997 Al beschrieben.
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit verringerter Kantenrissempfindlichkeit bereitzustellen, sowie ein entsprechendes Verfahren zu seiner Herstellung anzugeben.
Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung durch ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1. Erfindungsgemäß ist ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt vorgesehen, welches neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,050 bis 0, 170 %,
Si: 0,080 bis 0,350 %,
Mn: 1,50 bis 2,40 %,
Cr: 0,20 bis 0,950 %,
AI: 0,010 bis 0,50 %, und optional aus mindestens eines der folgenden Legierungselemente aus der Gruppe (Ti, Mo, B, Mo, Cu, Ni)
Ti: bis 0,060 %,
B: bis 0,0015 %,
Mo: bis 0,20 %,
Cu: bis 0,20 %,
Ni: bis 0,20 %, besteht, wobei zu den Verunreinigungen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (P, S, N, Nb, V, W, Sn, As, Co, Ca, 0, H) zählen und mit folgenden Gehalten vorhanden sein können:
P: bis 0,020 %,
S: bis 0,010 %,
N: bis 0,010 %,
Nb: bis 0,030 %,
V: bis 0,020 %,
W: bis 0, 10 %,
Sn: bis 0,050 %,
Sb: bis 0,0004 %
As: bis 0,020 %,
Co: bis 0,020 %,
Ca: bis 0,0050 %,
0: bis 0,0050 %,
H: bis 0,0010 %. Des Weiteren weist das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt ein Gefüge nebst herstellungsbedingt unvermeidbaren Gefügebestandteilen auf, welches folgende Phasen umfasst: Ferrit und Bainit in Summe 75 bis 96 % und Martensit und Restaustenit in Summe 4 bis 25 %.
Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beziehen sich Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen-%“), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben.
Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist dabei eine gemäß DIN EN ISO 6892-1:2017 (Probenform 2, Längsproben) ermittelte Zugfestigkeit Rm von 590 bis 900 MPa, Dehngrenze Rpo,2 von 330 bis 600 MPa und Bruchdehnung A8o von mindestens 14 % auf. Die Dehngrenze Rp012 kann insbesondere auf maximal 580 MPa, vorzugweise auf maximal 570 MPa begrenzt sein. Die Zugfestigkeit Rm kann insbesondere auf maximal 880 MPa, vorzugweise auf maximal 860 MPa begrenzt sein. Das niedrigste zulässige gemäß DIN EN ISO 16630:2017 ermittelte Lochaufweitungsverhältnis X in % lässt sich mit der folgenden Formel in erster Näherung berechnen:
X = (-0,08 x Rm) * %/MPa + X wobei die Konstante X mindestens 85 %, insbesondere mindestens 87 %, vorzugsweise mindestens 88 % betragen kann. Bei einigen hochfesten Stählen, insbesondere bei Mehrphasenstählen hat es sich herausgestellt, dass das Lochaufweitungsverhältnis X von der Zeitverzögerung zwischen den Stanzen des Lochs und die Durchführung der Prüfung abhängig ist. Ein Zeitrahmen für die Prüfung ist in ISO 16630:2017 nicht vorgegeben. Die hier angegebenen Werte beziehen sich auf Prüfungen, die innerhalb von 5 Stunden nach dem Stanzen des Lochs gemäß ISO 16630:2017 durchgeführt wurden.
Die Kombination eines hohen Lochaufweitungsverhältnisses X mit Bezug auf eine hohe Zugfestigkeit Rm, einer niedrigen Dehngrenze Rpo,2 und einer hohen Bruchdehnung A8o des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts liegt insbesondere an der Zusammensetzung des Gefüges.
Die Hauptbestandteile des Gefüges mit Ausnahme des Restaustenitanteils lassen sich mittels Rasterelektronenmikroskopie (REM) bei einer 3000 bis 7500-fachen Vergrößerung nach dem Ätzen mit einem geeigneten Ätzmittel (z.B. Nital) ermitteln. Hierfür werden 3 bis 5 rasterelektronenmikroskopische Bilder aufgenommen, die sichtbare Strukturen den einzelnen Phasen zugeordnet und anschließend pixelweise quantifiziert werden. Die Bildaufnahme sollte vorzugsweise bei niedrigen Beschleunigungsspannungen, einem geringem Arbeitsabstand und beispielsweise mit einem Inlens-SE-Detektor erfolgen, so dass die einzelnen metallografischen Phasen anhand ihrer Ätzstruktur zweifelsfrei voneinander unterschieden werden können. Die Vorgehensweise zur Durchführung ist dem Fachmann geläufig. Der Anteil an Restaustenit wird in einer Untersuchung mittels Röntgenbeugung (XRD) nach ASTM E975 bestimmt.
Für eine niedrige Dehngrenze ist ein relativ hoher Anteil an Ferrit im Gefüge erforderlich. Im ersten Stadium der plastischen Verformung wird der Ferrit vorzugsweise verformt, während die härteren kohlenstoffreichen Phasen wie Bainit, Restaustenit und Martensit zur Verstärkung dienen. Demzufolge ist die Dehngrenze überwiegend vom Ferritanteil beeinflusst. Es hat sich herausgestellt, dass für eine Dehngrenze in dem gewünschten Bereich mindestens 25 %, insbesondere mindestens 28 %, vorzugsweise 30 % vorliegen soll. Aufgrund der relativ niedrigen Härte des Ferrits ist ein gewisser Anteil an Bainit, Restaustenit und Martensit erforderlich, um eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 590 MPa erzielen zu können, so dass dementsprechend der Anteil an Ferrit im Gefüge auf maximal 85 %, insbesondere auf maximal 80 %, vorzugsweise auf maximal 75 % eingeschränkt ist.
Bainit wirkt sich ebenfalls positiv auf die Zugfestigkeit aus. Im Gegensatz zu Martensit wirkt sich Bainit jedoch auch positiv auf das Lochaufweitungsverhältnis aus. Ein relativ hohes Lochaufweitungsverhältnis ist eine Folge eines relativ hohen Anteils an Bainit und relativ niedrigem Gesamtanteil an Martensit und Austenit im Vergleich zu anderen DP-Stählen der gleichen Zugfestigkeit. Im Vergleich zum Martensit ist Bainit weniger hart. Daher ist die Härtedifferenz zwischen Ferrit und Bainit niedriger als die zwischen Ferrit und Martensit. Demzufolge sind Ferrit-Bainit- Grenzen unter äußeren mechanischen Belastungen weniger rissanfällig. Dementsprechend ist ein hoher Anteil an Bainit und entsprechend niedriger Anteil an Martensit für die Schnittkantenempfindlichkeit vorteilhaft. Die niedrigere Härte von Bainit im Vergleich zum Martensit bedeutet jedoch, dass ein gewisser Anteil an Martensit durch einen höheren Anteil an Bainit ersetzt werden muss, um die gleiche Zugfestigkeit zu erreichen. Bei dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt hat es sich herausgestellt, dass die erforderlichen mechanischen Eigenschaften mit einem Bainitanteil von 5 bis 60 % erreicht werden können. Bei einem zu niedrigen Anteil an Bainit werden die Mindestanforderungen hinsichtlich Zugfestigkeit und Lochaufweitungsverhältnis nicht erreicht. Aus diesem Grund ist ein Bainitanteil von mindestens 5 %, insbesondere mindestens 8 %, vorzugsweise mindestens 10 % erforderlich. Ein zu hoher Anteil an Bainit führt hingegen zu einer zu hohen Dehngrenze. Aus diesem Grund ist den Bainitanteil auf höchstens 60 %, insbesondere höchstens 58 %, vorzugsweise höchstens 56 % beschränkt.
Die Anteile an Martensit und Restaustenit im Gefüge haben eine besonders starke Auswirkung auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes. Der Anteil an Martensit wirkt sich positiv auf die Zugfestigkeit aus. Ein hoher Anteil an Martensit ist wiederrum mit einem niedrigen Lochaufweitungsverhältnis verbunden, da unter äußeren mechanischen Belastungen die Grenzen zwischen benachbarten Ferrit-Körner und Martensit-Pakete als Rissinitiierungspunkte dienen. Eine hohe Dichte an potenziellen Rissinitiierungs- punkten wirkt sich negativ auf die Schnittkantenempfindlichkeit aus. Während der plastische Verformung wird der Restaustenit im Gefüge teilweise oder vollständig in Martensit umgewandelt (der sogenannte TRI P— Effekt) . Daher wirkt sich der Anteil an Restaustenit ebenfalls positiv auf die Zugfestigkeit aus. Bei der Prüfung des Lochaufweitungsverhältnisses nach ISO 16630:2017 wird aufgrund der durch den Stanzprozess entstandenen plastischen Verformung der Hauptteil des Restaustenits neben der Stanzkante in Martensit umgewandelt und wirkt sich folglich für das Lochaufweitungsverhältnis schädlich aus. Aus diesem Grund ist der Gesamtanteil an Martensit und Restaustenit für das Lochaufweitungsverhältnis relevant. In Summe sind die Anteile an Martensit auf höchstens 25 %, insbesondere auf höchstens 23 %, vorzugsweise auf höchstens 22 % begrenzt. Um einen Effekt zu erwirken, betragen die Anteile an Martensit und Restaustenit in Summe mindestens 4 %, insbesondere mindestens 5 %, vorzugsweise mindestens 6 %, bevorzugt mindestens 7 %, besonders bevorzugt mindestens 8 %, weiter bevorzugt mindestens 9 %. Martensit und Restaustenit sind beispielsweise mit jeweils > 0 % vorhanden. Bevorzugt betragen der Martensitanteil im Gefüge mindestens 1 % und der Restaustenitanteil mindestens 1 %.
Wie bereits erläutert, ist der Einfluss von Martensit auf das Lochaufweitungsverhältnis grundsätzlich eine Folge der hohen Härtedifferenz zwischen dem Martensit und dem benachbarten Ferrit. Somit hängt das Lochaufweitungsverhältnis sowohl von dem Anteil des Martensits im Gefüge als auch von der Härte des Martensits ab. Die Martensithärte lässt sich mittels Nano- indentierung messen. Dazu werden beispielsweise Eindrücke mit einer kalibrierten Cube Corner Spitze mit einer Maximallast von 1000 pN in eine feinpolierte und geätzte Oberfläche gemacht. Es hat sich herausgestellt, dass eine so ermittelte Nanohärte des Martensits von mehr als 10 GPa besonders schädlich für das Lochaufweitungsverhältnis ist. Aus diesem Grund beträgt die Nanohärte des Martensits des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts höchstens 10 GPa, insbesondere höchstens 9 GPa, vorzugsweise höchstens 8 GPa. Die hier angegebenen Werte entsprechen Mittelwerte aus mindestens 25 Eindrücke im Martensit.
Um die mittlere Nanohärte und auch den Flächenanteil zu bestimmen, kommt ein Nanoindenter zum Einsatz, beispielsweise das Gerät „Hysitron TI Premier“ der Fa. Bruker. Details zum Gerät sind von der Fa. Bruker zu beziehen oder beispielsweise abrufbar unter dem Link: https://www.bruker.com/en/products-and-solutions/test-and-measurement/ nanomechanical- test-systems/hysitron-ti-premier-nanoindenter.html. Beim Nanoindenter wird eine bestimmte Messspitze, beispielsweise eine Cube Corner Spitze (aus Diamant bestehend), in eine zu untersuchende Probe gedrückt und anhand der gemessenen Kraft-Eindringkurve kann, vorzugsweise über die Auswertemethode nach Oliver&Pharr (Methode abrufbar unter dem Link: https://www.sciencedirect.com/topics/engineering/oliver-pharr-method), eine Härte bestimmt werden.
Ferner kann das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt von einer geringeren Walztextur gekennzeichnet sein. Beim Kaltwalzen von ferrithaltigen Stählen bildet sich typischerweise eine Textur mit einer starken a-Faser. Die a-Faser besteht aus den Orientierungen, bei denen die < 110> Achse parallel zur Walzrichtung ausgerichtet ist. Diese Orientierungen werden hier mit einer Toleranz von 10 ° dargestellt. Eine starke a-Faser ist daher mit einer anisotropen Mikrostruktur und folglich anisotropen Materialeigenschaften verbunden. Bei der Prüfung des Lochaufweitungsverhältnisses nach ISO 16630:2017 wird das Stanzlochs mit einem Dorn nach oben verformt. Dies führt zu hohen Zugspannungen tangential zu der Stanzkante. Somit werden die Prüfergebnisse von den mechanischen Materialeigenschaften in alle Orientierungen in der Blechebene beeinflusst. Bei einem anisotropen Gefüge werden sich Schwachstellen an der Schnittkante bilden, an welche Risse bevorzugt auftreten. Aus diesem Grund wirkt sich ein anisotropes Gefüge, insbesondere mit einer starken a-Faser, negativ auf das Lochaufweitungsverhältnis aus. Es hat sich herausgestellt, dass ein Gefügeanteil mit einer a-Faser von mehr als 30 % besonders schädlich für das Lochaufweitungsverhältnis ist. Aus diesem Grund beträgt dieser Gefügeanteil des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mit einer a-Faser höchstens 30 %, insbesondere höchstens 28 %, vorzugsweise höchstens 26 %. Ein Gefügeanteil mit einer a- Faser von mindestens 5 %, insbesondere von mindestens 10 % ist unvermeidlich.
Als zusätzlichen Indikator für die Stärke der Textur kann die Orientierungsdichteverteilungsfunktion f(g) hinzugezogen werden. Diese entspricht dem Flächenanteil des Gefüges mit der Orientierung g. Die maximale f(g) entspricht daher dem Flächenanteil des Gefüges mit der häufigsten Orientierung. Es hat sich herausgestellt, dass eine maximale f(g) von mehr als 10 % besonders schädlich für das Lochaufweitungsverhältnis ist. Aus diesem Grund beträgt die maximale f(g) des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts höchstens 10 %, insbesondere höchstens 9 %, vorzugsweise höchstens 8 %. Eine maximale f(g) von mindestens 2 %, insbesondere von mindestens 3 % ist unvermeidbar.
Sowohl die Anteile des Gefüges mit der a- bzw. y-Fasern als auch die Orientierungsdichteverteilungsfunktion f(g) lassen sich mittels Elektronenrückstreubeugung (EBSD) bestimmen. Die hier angegebenen Werte wurden an mit Diamantpaste und anschließend mit OPS polierten Proben im Bereich der 1/3-Lage mit Bezug auf die Banddicke gemessen. An jeder Probe wurde ein Messfeld von 90 x 90 pm positioniert und mit einer Schrittweite von 0, 1 pm abgerastert.
Sonstige Phasen können vereinzelt oder zusammen in Form von Perlit, Zementit -welcher nicht als Bestandteil vom Bainit vorliegt-, nichtmetallische Einschlüsse, wie MnS oder AIO, und grobe Karbonitride, wie NbCN oder TiCN mit einem Ausscheidungsdurchmesser von mehr als 50 nm, vorhanden sein, welche für die mechanischen Eigenschaften und das Lochaufweitungsverhältnis schädlich sind und daher nicht erwünscht sind. Die sonstigen Phasen zählen daher zu den herstellungsbedingt unvermeidbaren Gefügebestandteilen. Diese sollten in Summe nicht mehr als maximal 4 %, insbesondere maximal 3 %, vorzugsweise maximal 2 %, bevorzugt maximal 1 -% betragen.
Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 9.
Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes umfasst die Schritte: a) Erschmelzen eines Stahls bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus
C: 0,050 bis 0, 170 %,
Si: 0,080 bis 0,350 %,
Mn: 1,50 bis 2,40 %,
Cr: 0,20 bis 0,950 %, AI: 0,010 bis 0,50 %, und optional aus mindestens eines der folgenden Legierungselemente aus der Gruppe (Ti, Mo, B, Mo, Cu, Ni)
Ti: bis 0,060 %,
B: bis 0,0015 %,
Mo: bis 0,20 %,
Cu: bis 0,20 %,
Ni: bis 0,20 %, wobei zu den Verunreinigungen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (P, S, N, Nb, V, W, Sn, As, Co, Ca, 0, H) zählen und mit folgenden Gehalten vorhanden sein können:
P: bis 0,020 %,
S: bis 0,010 %,
N: bis 0,010 %,
Nb: bis 0,030 %,
V: bis 0,020 %,
W: bis 0, 10 %,
Sn: bis 0,050 %,
Sb: bis 0,0004 %
As: bis 0,020 %,
Co: bis 0,020 %,
Ca: bis 0,0050 %,
0: bis 0,0050 %,
H: bis 0,0010 % b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt; c) Vorwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vorprodukts bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1350 °C; d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt insbesondere mit einer Dicke zwischen 1,8 und 5,0 mm, wobei die Warmwalzendtemperatur zwischen 850 und 980 °C beträgt; e) Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer zwischen 20 und 400 °C/s betragenden durchschnittlichen Abkühlrate auf eine zwischen 450 und 600 °C betragende Haspeltemperatur; f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; g) Abhaspeln des Coils und Kaltwalzen zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt insbesondere mit einer Dicke zwischen 0,6 und 2,4 mm, wobei der Kaltwalzgrad zwischen 30 und 80 % beträgt; h) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; i) Abhaspeln des Coils und Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts im kontinuierlichen Durchlauf umfassend die Schritte:
11) Aufheizen mit einer durchschnittlichen Aufheizrate zwischen 0,5 und 20 °C/s auf eine Haltetemperatur, wobei die Aufheizrate zwischen 700 °C und Haltetemperatur durchschnittlich zwischen 1 und 10 °C/s liegt;
12) Halten bei einer Haltezeit zwischen 30 und 300 s, wobei eine Temperatur TI am Ende der Haltezeit zwischen 840 und 900 °C liegt und die Haltetemperatur mindestens TI - 30 °C beträgt;
13) Abkühlen mit einer durchschnittlichen Abkühlrate zwischen 0,5 und 100 °C/s auf eine Temperatur T2, welche gleich oder höher als die Martensit-Starttemperatur Ms und weniger als 490 °C beträgt, wobei die durchschnittliche Abkühlrate zwischen 700 und 600 °C zwischen 10 und 50 °C/s liegt und die Differenz DT von T1-T2 mehr als 385 °C beträgt;
14) Halten bei einer Temperatur T3 gleich oder höher als die Martensit-Starttemperatur Ms und weniger als 455 °C bei einer Haltezeit zwischen 1 und 1000 s; um ein Stahlflachprodukt mit einem Gefüge nebst unvermeidbaren Gefügebestandteilen zu erhalten, welches folgende Phasen umfasst: Ferrit und Bainit mit in Summe 75 bis 96 % und Martensit und Restaustenit mit in Summe 4 bis 25 %.
Der erschmolzene Stahl mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der oben angegebenen Spannen wird zu einem Vorprodukt vergossen. Der Stahl wird nach seinem Erschmelzen zu einem Vorprodukt vergossen, bei dem es sich beim klassischen Produktionsweg um eine Bramme üblicher Abmessung handeln kann. Jedoch kann aus dem Stahl auch durch direktes Warmwalzen eines Stranggusses in einer Gießwalzanlage als Vorprodukt einer Dünnbramme oder in einer Bandgießanlage als Vorprodukt eines gegossenen Bandes erzeugt werden. Beispielsweise in einer Gießwalzanlage oder Bandgießanlage, kann das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, so dass das Vorprodukt auf einer Temperatur gehalten oder bei Bedarf auf eine Temperatur vorerwärmt wird, beispielsweise in einem Ausgleichs- oder Vorwärmofen, bei der eine möglichst vollständige Homogenisierung gewährleistet ist und bei der sich während des Vergießens eventuell gebildete Ausscheidungen möglichst vollständig (wieder) auflösen. Wird die Schmelze beispielsweise in einer Stranggießanlage zu einem Vorprodukt vergossen, wird der gegossene und vollständig erstarrte Strang zu mehreren Brammen endlicher Abmessung abgetrennt und abschließend zugelassen, dass sich die Brammen durch insbesondere natürliche Abkühlung auf Umgebungstemperatur abkühlen. Das Vorprodukt respektive die Bramme wird zum Weiterverarbeiten beispielsweise in einem Hubbalkenofen oder mittels anderen geeigneten Mitteln auf eine Temperatur wiedererwärmt.
Die Temperatur beim Vorwärmen und/oder beim Halten des Vorprodukts beträgt mindestens 1150 °C, insbesondere mindestens 1200 °C, um eine möglichst vollständige Auflösung eventuell vorhandener unerwünschter Ausscheidungen in Form von Karbiden/Karbonitriden und/oder Nitriden im Vorprodukt sicherzustellen. Die Temperatur zum Vorwärmen und/oder zum Halten sollte 1350 °C nicht überschreiten, um ein partielles Aufschmelzen und/oder zu starke Verzunderung des Vorprodukts zu vermeiden. Aus ökologischen und ökonomischen Gründen kann die Temperatur zum Vorwärmen und/oder Halten insbesondere auf maximal 1300 °C beschränkt werden.
Das Vorprodukt wird in einem oder mehreren Walzgerüsten (Warmwalzstaffel) mit einer Warmwalzendtemperatur zwischen 850 und 980 °C zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt warmgewalzt. Eine Warmwalzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts von mindestens 850 °C, insbesondere mindestens 880 °C wird gewählt, um den Umformwiderstand nicht zu stark ansteigen zu lassen. Bei zu niedrigen Warmwalzendtemperaturen würden die Walzkräfte unverhältnismäßig ansteigen und die angestrebte Isotropie des Materials gingen durch Effekte des thermomechanischen Walzens verloren. Um eine unerwünschte Grobkornbildung zu vermeiden, wird die Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts auf maximal 980 °C beschränkt.
Das warmgewalzte Stahlflachprodukt (Warmband) weist vorzugsweise eine Dicke zwischen 2,0 und 4,5 mm auf. Das erhaltene warmgewalzte Stahlflachprodukt wird mit einer zwischen 20 und 400 °C/s betragenden durchschnittlichen Abkühlrate auf eine zwischen 450 und 600 °C betragende Haspeltemperatur abgekühlt. Die durchschnittliche Abkühlrate von mindestens 20 °C/s ist erforderlich, um die Bildung von Perlit und Zementit und die Entstehung von groben Ausscheidungen, die in den späteren Prozessschritten nicht aufgelöst werden können, weitestgehend zu vermeiden. Eine über 400 °C/s liegende durchschnittliche Abkühlrate bringt keine Vorteile. Die Haspeltemperatur beträgt mindestens 450 °C, insbesondere mindestens 480 °C, um eine Martensitbildung zu verhindern und die Bildung eines Gefüges aus Bainit, bainitischem Ferrit und/oder Ferrit im warmgewalzten Stahlflachprodukt zu begünstigen. Martensit im Gefüge des warmgewalzten Stahlflachprodukts würde auf das Gefüge des kaltgewalzten und geglühten Stahlflachprodukts übertragen werden und wäre im Gefüge des kaltgewalzten Stahlflachprodukts eine unerwünschte Phase. Außerdem wirkt sich der Martensit im Gefüge des warmgewalzten Stahlflachprodukts sowohl negativ auf die Ka Itwa Izbarkeit des warmgewalzten Stahlflachprodukts als auch die Isotropie des Gefüges des kaltgewalzten und geglühten Stahlflachprodukts aus. Bei einer zu hohen Haspeltemperatur erhöht sich das Risiko für die Bildung von Perlit und folglich die Seigerung von Mangan während der Abkühlung des Coils. Ferner würde eine zu hohe Haspeltemperatur die Gefahr eine ausgeprägten Korngrenzenoxidation auslösen. Um dies zu verhindern, ist die Haspeltemperatur auf maximal 600 °C, insbesondere maximal 580 °C, beschränkt.
Das auf die Haspeltemperatur abgekühlte warmgewalzte Stahlflachprodukt wird zu einem Coil gehaspelt.
Optional kann das warmgewalzte Stahlflachprodukt vom Coil abgehaspelt werden und einem konventionellen Beizen zugeführt werden, entweder im Coil-to-Coil-Prozess, also Abhaspeln- Beizen-Haspeln, oder bevorzugt direkt vor dem Kaltwalzen, also Abhaspeln-Beizen-Kaltwalzen. Durch das Beizen kann auf dem warmgewalzten Flachprodukt vorhandener Zunder entfernt und/oder die Oberfläche des warmgewalzten Flachprodukts für die nächsten Schritte vorbereitet respektive aktiviert werden.
Das warmgewalzte Flachprodukt wird vom Coil abgehaspelt und mit einem zwischen 30 und 80 % betragenden Kaltwalzgrad zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt. Der Kaltwalzgrad KWG berechnet sich nach der Formel: KWG - 100 * (LWB — LKB) / LWB wobei LWB die Dicke des warmgewalzten Stahlflachprodukts (Warmband) und LKB die Dicke des kaltgewalzten Stahlflachprodukts (Kaltband) ist.
Das Kaltwalzen ist für eine hohe Oberflächenqualität und Maßtoleranz erforderlich, welche für den vorgesehenen Verwendungszweck des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei dünnwandigen Bauteilen (z.B. Rohkarosserie-Bauteile) notwendig ist. Jedoch führt das Kaltwalzen zu einer Kaltverfestigung, welche sich negativ auf die Duktilität und das Lochaufweitungsverhältnis des Stahls auswirkt. Außerdem ergibt das Kaltwalzen eine dominante Walztextur, welche zu einer prägnanten Anisotropie der mechanischen Eigenschaften und folglich einer Verringerung des Lochaufweitungsverhältnisses führt. Der Einfluss der Kaltverfestigung und Walztextur auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften kann nicht durch ein anschließendes Glühen vollständig erholt werden.
Beim Kaltwalzen mit einem zu niedrigen Kaltwalzgrad werden die für die Zielanwendung erforderliche Oberflächenqualität und Maßtoleranz nicht erzielt. Aus diesem Grund beträgt der Kaltwalzgrad mindestens 30 %, insbesondere mindestens 40 %, vorzugsweise mindestens 50 %, bevorzugt mindestens 60 %. Beim Kaltwalzen mit einem zu hohen Kaltwalzgrad sind die Einflüsse der Kaltverfestigung und der Walztextur so hoch, dass die erforderlichen mechanischtechnologischen Eigenschaften nicht erzielt werden können. Aus diesem Grund ist der Kaltwalzgrad auf maximal 80 %, insbesondere maximal 77 % begrenzt.
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt (Kaltband) weist vorzugsweise eine Dicke zwischen 0,7 und 2, 1 mm auf.
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird zu einem Coil gehaspelt.
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird vom Coil abgehaspelt und im kontinuierlichen Durchlauf geglüht. Das Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts hat einen maßgeblichen Einfluss auf die Bildung der Gefügebestandteile und folglich auf die Einstellung der mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts. Zur Herstellung der erfindungsgemäßen Flachstahlprodukte werden die Glühbedingungen so eingestellt, dass der Anteil an Bainit im Gefüge erhöht und der Anteil an Martensit im Gefüge reduziert wird. Dadurch kann sowohl eine hohe Zugfestigkeit als auch ein hohes Lochaufweitungsverhältnis erzielt werden. Bainit entsteht durch den Zerfall von Austenit während der Abkühlung. Diese erfolgt allerdings nur in einem engen Temperaturbereich. Bei Temperaturen oberhalb dieses Bereichs bilden sich in der Regel Ferrit bzw. Perlit, wohingegen bei Temperaturen unterhalb dieses Bereichs; d.h. unter der Martensit-Starttemperatur Ms, welche üblicherweise bei ca. 400 °C liegt; bildet sich Martensit. Ferner ist die Zerlegung von Austenit in Bainit in diesem Temperaturbereich von der Destabilisierung des Austenits begünstigt. Die Stabilität des Austenits hängt primär von seinem Kohlenstoffgehalt ab. Dementsprechend könnte die Bildung von Bainit durch die Anpassung der Konzentration bzw. der Verteilung an Kohlenstoff im Austenit erzielt werden.
Das Glühen kann in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage oder in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage erfolgen.
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird in einer ersten Stufe des Glühens mit einer durchschnittlichen Aufheizrate zwischen 0,5 und 20 °C/s aufgeheizt. Das Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts in der ersten Stufe kann einzeln oder einer Kombination von induktivem Aufheizen bzw. Aufheizen in einem mit gasgefeuertem Brenner beheizten Ofen bzw. Ofenabschnitt erfolgen. Die Endtemperatur der ersten Stufe richtet sich nach der Haltetemperatur der folgenden Stufe, welche sich wiederum nach einer Temperatur TI richtet. Eine durchschnittliche Aufheizrate von mindestens 0,5 °C/s ist erforderlich, um eine übermäßige Vergröberung des Gefüges zu vermeiden, welches sich negativ auf die Zugfestigkeit des Materials auswirkt. Bei durchschnittlichen Aufheizraten von mehr als 20 °C/s kann es passieren, dass das Gefüge nicht vollständig rekristallisiert wird. Eine ausreichende Rekristallisierung ist erforderlich, um die aus dem Kaltwalzen entstandenen Kaltverfestigungen und Anisotropien, welche negativ auf die Bruchdehnung und das Lochaufweitungsverhältnis auswirken würden, zu minimieren respektive zu beseitigen. Aus diesem Grund wird die durchschnittliche Aufheizrate auf maximal 20 °C/s beschränkt.
Außerdem muss die in der ersten Stufe herrschende durchschnittliche Aufheizrate in dem Temperaturbereich von 700 °C bis zur Haltetemperatur genauer geregelt werden. Es hat sich herausgestellt, dass die durchschnittliche Aufheizrate in diesem Temperaturbereich einen besonders starken Einfluss auf die Vergröberung bzw. auf die Rekristallisation des Gefüges in einer zweiten Stufe hat. Daher ist eine durchschnittliche Aufheizrate zwischen 1 und 10 °C/s, insbesondere zwischen 1,5 und 8 °C/s, vorzugsweise zwischen 2 und 6 °C/s in dem Temperaturbereich von 700 °C bis zur Haltetemperatur für die Erreichung der erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften erforderlich.
In der zweiten Stufe wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in einem beispielsweise mit gasgefeuertem Brenner beheizten Ofen bzw. Ofenabschnitt bei einer bestimmten Haltetemperatur bei einer Haltezeit von 30 bis 300 s gehalten. Die Homogenität der Kohlenstoffverteilung und folglich die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts werden ebenfalls von der Haltezeit beeinflusst. Bei der während der Haltezeit erfolgende Umverteilung von Kohlenstoff handelt es sich um Diffusionsprozesse, die sowohl von der Temperatur als auch von der Zeit abhängig sind. Bei einer zu niedrigen Haltezeit gäbe es ungenügend Zeit, den Kohlenstoff umzuverteilen und folglich eine homogene Kohlenstoffverteilung zu erreichen. Für eine ausreichend homogene Kohlenstoffverteilung ist eine Haltezeit von mindestens 30 s erforderlich. Dagegen führt eine zu hohe Haltezeit zu einer übermäßigen Vergröberung des Gefüges. Aus diesem Grund ist der Haltezeit auf höchstens 300 s eingeschränkt.
Die Haltetemperatur richtet sich nach einer TemperaturTl, welche beispielsweise am Übergang zwischen dem beheizten Ofenabschnitt bzw. Ofen und einem anschließenden Kühlabschnitt gemessen wird , genauer gesagt entspricht sie der Temperatur am Übergang zwischen der zweiten und einer dritten Stufe. Die Bedingungen in der zweiten Stufe beeinflussen sowohl die Zusammensetzung und Eigenschaften der Gefügebestandteile des Endprodukts als auch die Vollständigkeit der Rekristallisation und folglich die Stärke der aus dem Kaltwalzen entstandenen Walztextur. Diese sind wiederum von entscheidender Bedeutung für die Erreichung der erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften.
Die Haltetemperatur in der zweiten Stufe entspricht dem interkritischen Bereich (zwischen die Acl- und Ac3-Temperatur) oder höher. Bei dieser Haltetemperatur wird das Gefüge des kaltgewalzten Stahlflachprodukts teilweise oder vollständig in Austenit umgewandelt. Die Vollständigkeit der Austenitisierung hängt primär von der Haltetemperatur, aber auch teilweise von der Zeit, ab. In diesem Temperaturbereich diffundieren Kohlenstoffatome so schnell, dass eine Umverteilung des Kohlenstoffs zwischen dem Ferrit und Austenit während der Haltezeit möglich ist. Aufgrund der viel höheren Löslichkeit von Kohlenstoff im Austenit im Vergleich zum Ferrit wird der Kohlenstoff im Austenit angereichert. Ein höherer Anteil an Austenit führt daher zu einer homogeneren Kohlenstoffverteilung. Die Homogenität der Kohlenstoffverteilung ist von entscheidender Bedeutung für die Entstehung und die Eigenschaften von weiteren Gefügebestandteilen, wie beispielsweise neuer Ferrit, Martensit und/oder Bainit bei der anschließenden Abkühlung und folglich auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts. Je nach Abkühlbedingung neigen Bereiche der Mikrostruktur mit hohen Kohlenstoffgehalten in Martensit umzuwandeln, wohingegen Bereiche mit niedrigeren Kohlenstoffgehalten eher in Bainit umwandeln. Neuer Ferrit bildet sich nur in Temperaturbereichen mit sehr niedrigeren Kohlenstoffgehalten. Somit fördert eine homogenere Kohlenstoffverteilung die Bildung von Bainit anstelle von Martensit, welche sich positiv auf das Lochaufweitungsverhältnis auswirken kann, vorausgesetzt, dass diese von der Abkühlbedingung begünstigt ist.
Die Bildung von Bainit anstelle von Martensit wird durch eine homogenere Kohlenstoffverteilung begünstigt, welche wiederrum eine hohe Haltetemperatur erfordert. Bei der üblichen Praxis werden DP-Stähle bei Temperaturen von weniger als 840 °C geglüht, bei welchen das Gefüge einen signifikanten Anteil an nicht umgewandelten Gefügebestandteilen, wie zum Beispiel alter Ferrit, Martensit und/oder Bainit enthält. Dementsprechend ist die Kohlenstoffverteilung noch relativ inhomogen. Ein Glühen bei Temperaturen von mindestens 840 °C und höchstens 900 °C ist daher anzustreben. Bei Temperaturen von mindestens 840 °C und weniger als die Ac3- Temperatur, welche ca. 860 °C entspricht, besteht das Gefüge überwiegend aus Austenit und folglich ist die Kohlenstoffverteilung vergleichsweise homogen. Aus diesem Grund muss die Glühtemperatur mindestens 840 °C betragen. Das Glühen bei Temperaturen von mehr als die Ac3-Temperatur führt zu einem vollständig austenitischen Gefüge und folglich einer noch ho- mogeneren Kohlenstoffverteilung. Beim Glühen bei 900 °C ist die Kohlenstoffverteilung komplett homogenisiert. Damit hat das Glühen bei noch höheren Temperaturen keine weitere Wirkung auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts, sondern führt eher zu einer unerwünschten Vergröberung des Gefüges. Aus diesem Grund ist die Glühtemperatur auf höchstens 900 °C eingeschränkt.
Eine homogene Kohlenstoffverteilung erfordert ebenfalls, dass die Haltetemperatur während der Haltezeit konstant bleibt. Aus diesem Grund darf das kaltgewalzte Stahlflachprodukt eine Haltetemperatur von 30 °C niedriger als die Temperatur TI während der Haltezeit nicht unterschreiten. Ferner muss die Haltetemperatur so eingestellt werden, dass die Anforderungen hinsichtlich der Temperaturen TI und insbesondere T2 erfüllt werden können. Die Temperatur TI beträgt am Ende der Haltezeit zwischen 840 und 900 °C.
Auch die Übertragung der beim Kaltwalzen entstehende Walztextur auf das Endprodukt wird durch die Temperatur TI beeinflusst. Eine hohe Temperatur TI sorgt dafür, dass das Gefüge vollständig wiederhergestellt bzw. rekristallisiert wird und somit das kaltgewalzte Gefüge weitgehend unterdrückt wird. Allerdings erfolgt die Wiederherstellung bzw. Rekristallisation der Struktur in deutlich kürzeren Zeiträumen im Vergleich zur Umverteilung des Kohlenstoffs. Aus diesem Grund hat die Haltezeit keinen signifikanten Einfluss auf die Walztextur.
Die Kohlenstoffverteilung am Ende der Haltezeit beeinflusst ebenfalls die Eigenschaften der Gefügebestandteile, die während der anschließenden Abkühlung entstehen. Insbesondere hängt die Härte des Martensits von seinem Kohlenstoffgehalt ab. Eine homogene Kohlenstoffverteilung fördert daher die Bildung von weicherem Martensit, welche sich positiv auf das Lochaufweitungsverhältnis des Endprodukts auswirkt.
In einer dritten Stufe wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in einen Kühlabschnitt überführt und mit einer durchschnittlichen Abkühlrate von 0,5 bis 100 °C/s auf eine Temperatur T2 abgekühlt, welche beim Ausgang des Kühlabschnitts gemessen wird. Sowohl TI als auch T2 wirken auf die Zusammensetzung der Gefügebestandteile aus. Insbesondere ist die Differenz zwischen TI und T2, welche mit DT bezeichnet wird, für die Einstellung der Gefügebestandteile, insbesondere die Bildung von Bainit, endscheidend. Bainit entsteht durch die Zerlegung von Austenit in einem engen Temperaturbereich, üblicherweise gleich oder mehr als die Martensit- Starttemperatur Ms und weniger als 490 °C. Die Martensit- Starttemperatur Ms in °C berechnet sich nach den Gehalten an C, Mn und Cr, jeweils in Gew.-%, beispielsweise mit der Formel:
Ms = 539 - 423 x C - 30,4 x Mn - 12, 1 x Cr
Sinkt die Temperatur T2 unter Ms, wird ein Anteil des noch vorhandenen Austenits in Martensit umgewandelt. Dies ist für die Bildung eines Gefüges mit einem hohen Anteil an Bainit und daher für eine Kombination aus hoher Zugfestigkeit und hohem Lochaufweitungsverhältnis nicht zielführend. Aus diesem Grund ist der Untergrenze der Temperatur T2 auf Ms begrenzt. Bei einer zu hohen Temperatur T2 bildet sich kein Bainit, sondern ein zu hoher Anteil an Austenit bleibt bestehen, welcher bei der späteren Abkühlung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Temperatur von höchstens 100 °C, beispielsweise auf Raumtemperatur großenteils in Martensit umwandeln würde. Ferner, bei einer zu hohen Temperatur T2 kann einen Anteil des vorhandenen Austenits in Perlit umwandeln, welcher das Lochaufweitungsverhältnis negativ beeinträchtigen würde.
Voraussetzung für die Entstehung eines hohen Anteils an Bainit ist jedoch eine homogene Verteilung von Kohlenstoff, welche die Stabilität des Austenits beeinträchtigt. Die Bildung von Bainit anstelle von Martensit wird daher sowohl von einer hohen Temperatur TI als auch von niedrigen Temperatur T2, vorausgesetzt, dass alle andere Anforderungen hinsichtlich TI und T2 erfüllt sind. Daher hat die Differenz DT gegeben durch TI -T2 eine besonders starke Auswirkung auf die mechanisch technologischen Eigenschaften des Endprodukts. Eine hohe Differenz DT sorgt für eine homogene Kohlenstoffverteilung und hohe Rekristallisationsgrad und fördert die Bildung von Bainit, wobei der verbleibende Martensit weicher ist. Aus diesem Grund muss DT mehr als 385 °C, insbesondere mehr als 400 °C, vorzugsweise mehr als 410 °C, bevorzugt mehr als 415 °C betragen.
In der dritten Stufe herrscht eine durchschnittliche Abkühlrate von 0,5 bis 100 °C/s. Eine durchschnittliche Abkühlrate von mindestens 0,5 °C/s ist erforderlich, um die Entstehung von unterwünschte Phasen wie Perlit durch den Zerfall von Austenit sowie eine übermäßige Vergröberung des Gefüges während der Abkühlung zu vermeiden. Eine zu hohe durchschnittliche Abkühlrate verhindert wiederrum die Bildung von neuem Ferrit während der Abkühlung. Ein hoher Anteil an Ferrit ist erforderlich, um die erzielten mechanisch-technologischen Eigenschaften zu erreichen. Aus diesem Grund ist die Obergrenze der durchschnittlichen Abkühlrate auf höchstens 100 °C/s gesetzt.
Außerdem muss die in der dritten Stufe herrschenden durchschnittliche Abkühlrate in dem Temperaturbereich von 700 bis 600 °C genauer geregelt werden. Es hat sich herausgestellt, dass die durchschnittliche Abkühlrate in diesem Temperaturbereich einen besonders starken Einfluss auf die Entstehung der Gefügebestandteile hat. Daher ist eine durchschnittliche Abkühlrate zwischen 10 und 50 °C/s in dem Temperaturbereich von 700 bis 600 °C für die Erreichung der erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften erforderlich.
In einer vierten Stufe wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer Temperatur T3 gleich oder höher als die Martensit- Starttemperatur Ms und weniger als 455 °C bei einer Haltezeit zwischen 1 und 1000 s gehalten. Insbesondere kann T3 = T2 +/- 20°C betragen. Die Haltezeit von weniger als 1 s ist für die Entstehung eines signifikanten Anteils an Bainit nicht ausreichend. Bei einer zu langen Haltezeit kann ein übermäßiger Anteil an Perlit gebildet werden, welcher sich negativ auf die Zugfestigkeit und das Lochaufweitungsverhältnis auswirkt. Auf diesem Grund ist die Haltezeit auf maximal 1000 s, insbesondere maximal 800 s, vorzugsweise maximal 500 s, bevorzugt maximal 300 s beschränkt. Nach der vierten Stufe des Glühens kann das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in einer fünften Stufe mit einer durchschnittlichen Abkühlrate zwischen 0,5 und 20 °C/s auf eine Temperatur von höchstens 100 °C abgekühlt werden.
Alternativ und bevorzugt kann das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Anschluss an die vierte Stufe mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug durch das Eintauchen in ein Schmelzbad beschichtet werden. Die Badeintrittstemperatur ist dabei um mindestens 10 °C niedriger und um höchstens 20 °C höher als die Schmelzbadtemperatur, um zu verhindern, dass sich die Schmelzbadtemperatur durch den Eintrag des kaltgewalzten Stahlflachprodukts wesentlich verändert. Die Einstellung der erforderlichen Badeintrittstemperatur kann durch entsprechende Temperierung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts in der fünften Stufe vorgenommen werden.
An die Zusammensetzung des Korrosionsschutzüberzugs und damit einhergehend des Schmelzenbads, welches das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei seiner Schmelztauchbeschichtung durchläuft, werden keine besonderen Anforderungen gestellt. So besteht der Korrosionsschutzüberzug bzw. das Schmelzenbad in seinem Hauptanteil aus Zink (Zn) und kann im Wesentlichen in konventioneller Weise zusammengesetzt sein. Dementsprechend kann der Korrosionsschutzüberzug bzw. das Schmelzenbad neben Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen von bis zu 20 Gew.-% Fe, bis zu 5 Gew.-% Mg und bis zu 10 Gew.-% AI enthalten. Typischerweise sind dabei, soweit jeweils vorhanden, mindestens 1 Gew.-% Mg und/oder mindestens 1 Gew.-% AI vorgesehen, um optimale Gebrauchseigenschaften des Korrosionsschutzes zu erreichen.
Optional kann sich an die Schmelztauchbeschichtung eine weitere Wärmebehandlung („Galva- nnealing“) anschließen, bei der das schmelztauchbeschichtete Stahlflachprodukt auf bis zu 550 °C erwärmt wird, um den zinkbasierten Überzug einzubrennen.
Entweder unmittelbar nach dem Austritt aus dem Schmelztauchbeschichtung oder im Anschluss an die zusätzliche optionale Wärmebehandlung kann das erhaltene kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer durchschnittlichen Abkühlrate von 0,5 bis 20 °C/s auf eine Temperatur von weniger als 100 °C abgekühlt werden.
Die „durchschnittliche“ Aufheiz- oder Abkühlrate so zu verstehen, dass diese der Differenz zwischen einer Ausgangstemperatur (Ist-Temperatur) und einer Zieltemperatur (Soll-Temperatur) in Relation für die benötigte Dauer zwischen Ausgangstemperatur und Erreichen der Zieltemperatur gebracht wird. In der Regel sind die Aufheiz- und Abkühlrate keine konstanten Größen. Das so erhaltene Stahlflachprodukt kann optional noch einem konventionellen Dressieren unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit zu optimieren. Der dabei eingestellte Dressiergrad beträgt mindestens 0,1 % und maximal 1,0 %, wobei ein Dressiergrad von mindestens 0,2 % als besonders bevorzugt eingestellt wird. Ein Dressiergrad von weniger als 0,1 % würde zu einer zu niedrigeren Oberflächenrauheit bei einem optional mit einem Metallüberzug beschichteten kaltgewalzten Stahlflachprodukt führen, welche einen negativen Einfluss auf die Umformbarkeit des Stahlflachprodukts hätte. Bei einem Dressiergrad von mehr als 1,0 % würden sowohl die mechanischen Eigenschaften (Dehngrenze und Bruchdehnung) als auch das Lochaufweitungsverhältnis negativ beeinflusst werden.
Das erhaltene kaltgewalzte, optional beschichtete, optional wärmebehandelte und optional dressierte Stahlflachprodukt wird vorzugsweise zu einem Coil gehaspelt oder alternativ zu Platinen abgelängt.
Bei dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt wurde die erforderliche Kombination an Gefügebestandteilen durch die Einstellung der chemischen Analyse des Stahls und seiner Erzeugung mit dem hier angeführten Herstellungsverfahren erzielt. Die Legierungselemente der Schmelze respektive des Stahls (Stahlflachprodukts) sind wie folgt angegeben:
Kohlenstoff (C) ist wesentlich für die Bildung von härteren Gefügebestandteilen wie Martensit, Restaustenit und Bainit. Die Anteile an diesen Gefügebestandteilen haben einen sehr großen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften des Stahls. Die erfindungsgemäß vorgegebene Kombination aus hoher Zugfestigkeit und hohem Lochaufweitungsverhältnis erfordert ein gewisses Verhältnis an solchen Gefügebestandteilen. Ein zu niedriger Anteil an Martensit, Restaustenit bzw. Bainit führt zu einer unzureichenden Zugfestigkeit, wohingegen ein zu hoher Anteil an Martensit bzw. Restaustenit zu einem unzureichenden Lochaufweitungsverhältnis führt. Zur Erreichung des erforderlichen Gefüges und daher der gewünschten Kombination aus Zugfestigkeit und Lochaufweitungsverhältnis muss der Gehalt an C im Bereich zwischen 0,050 und 0, 170 Gew.-%, insbesondere zwischen 0,055 und 0, 160 Gew.-%, liegen. Bei einem C- Gehalt von weniger als 0,050 Gew.-% wird nicht genügend Martensit, Restaustenit und Bainit gebildet, so dass die erforderliche Mindestzugfestigkeit von 590 MPa nicht erreicht werden kann. Bei einen C-Gehalt von mehr als 0,170 Gew.-% wird zu viel Martensit bzw. Restaustenit gebildet, so dass die Mindestanforderung hinsichtlich des Lochaufweitungsverhältnisses nicht erreicht werden können. Silizium (Si) verhindert die Bildung von Perlit, welche für die Duktilität und das Umformverhalten des Materials schädlich ist. Der C, der ansonsten im Form von Perlit abgebunden wird, führt stattdessen zur Bildung von C-reichen Phasen wie Martensit, Bainit und Restaustenit. Dadurch wirkt sich das Legieren mit Si auf indirekter Weise auf die mechanischen Eigenschaften aus. Insbesondere fördert das Zulegieren mit Si die Bildung von Restaustenit, welches sich positiv auf die Bruchdehnung A8o auswirkt. Um diese Wirkung zu erzielen, ist ein Gehalt von mindestens 0,080 Gew.-%, insbesondere mindestens 0, 10 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0, 120 Gew.- % erforderlich. Ein zu hoher Gehalt an Si führt zu einer übermäßigen Bildung von Restaustenit, welcher sich negativ auf die Lochaufweitungsverhältnis auswirkt. Ferner ist ein zu hoher Si- Gehalt für die Oberflächenqualität von schmelztauchbeschichteten Stählen schädlich. Aus diesen Gründen wird die Obergrenze des Si-Gehalts auf maximal 0,350 Gew.-%, insbesondere maximal 0,310 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,270 Gew.-% beschränkt.
Mangan (Mn) ist ein wesentliches Legierungselement, welches über die Banddicke in Zeilen inhomogen verteilt ist. Mn wirkt sehr stark auf die Löslichkeit von C in Fe und daher auf das lokale Umwandlungsverhalten des Gefüges. Infolgedessen hat ein Mn-Gehalt einen beherrschenden Einfluss auf die Entstehung der C-reichen Gefügebestandteile während des Glühens und folglich die mechanischen Eigenschaften und das Lochaufweitungsverhältnis des geglühten Materials. Es hat sich herausgestellt, dass ein Mn-Gehalt im Bereich zwischen 1,50 und 2,40 Gew.-%, insbesondere zwischen 1,60 und 2,350 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 1,70 und 2,30 Gew.-%, zu einer optimalen Kombination aus mechanischen Eigenschaften und Lochaufweitungsverhältnis führt. Bei einem Mn-Gehalt von weniger als 1,50 Gew.-% wird die erforderliche Untergrenze der Zugfestigkeit von 590 MPa nicht erreicht. Ein Mn-Gehalt von mehr als 2,40 Gew.-% führt zu einer übermäßigen Bildung von Martensit und Restaustenit, so dass die Mindestanforderung hinsichtlich des Lochaufweitungsverhältnisses und Bruchdehnung nicht erreicht wird.
Chrom (Cr) beeinflusst in ähnlicher Weise wie Mn die Entstehung der Gefügebestandteile während des Glühens und folglich der mechanischen Eigenschaften und das Lochaufweitungsverhältnis des Endmaterials. Außerdem verlangsamt Cr die Vergröberung von beispielsweise Nb- basierten Karbiden. Auf diese Weise kann Cr ebenfalls zur Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungshärtung beitragen. Um diese Effekte zu erzielen, ist ein Cr-Gehalt von mindestens 0,20 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,250 Gew.-% erforderlich. Ein Überschuss von Cr erhöht allerdings die Gefahr einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation, welche die Ober- flächenqualität verschlechtert. Aus diesen Gründen wird die Obergrenze des Cr-Gehalts auf maximal 0,950 Gew.-%, insbesondere maximal 0,90 Gew.-%, beschränkt.
Aluminium (AI) kann neben Si für die Unterdrückung von Perlit und folglich die Entstehung von Restaustenit zugegeben. Weil AI üblicherweise zur Desoxidation der Schmelze verwendet wird, ist bei üblicher Erzeugung eines Stahls ein Gehalt von mindestens 0,010 Gew.-% in der Regel unvermeidbar. Im Gegensatz zum Si hat AI weniger negative Wirkungen auf die Oberflächenqualität von schmelztauchbeschichteten Stahlflachprodukte. Nichtdestotrotz führt ein zu hoher Al-Gehalt zu einer übermäßigen Bildung von Restaustenit, welche das Lochaufweitungsverhältnis negativ beeinträchtigt. Aus diesem Grund wird die Obergrenze des Al-Gehalts auf maximal 0,50 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,30 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0, 10 Gew.- %, bevorzugt auf maximal 0,080 Gew.-% beschränkt.
Des Weiteren kann optional mindestens eines der folgenden Legierungselemente aus der Gruppe (Ti, Mo, B, Mo, Cu, Ni) enthalten sein:
Titan (Ti) kann als optionales Legierungselement, welches sich im Form von Karbiden ausscheidet, zur Verfeinerung des Gefüges führen, insbesondere bei einem Mindestgehalt von 0,0010 Gew.-%. Ein feineres Gefüge wirkt sich positiv auf die Zugfestigkeit aus, ohne die Duktilität großartig zu beeinträchtigen. Es hat sich herausgestellt, dass sich ein feineres Gefüge positiv auf das Lochaufweitungsverhältnis des Materials auswirkt. Ti-basierte Karbide können sich ebenfalls direkt auf die Zugfestigkeit des Materials durch den Ausscheidungshärtungseffekt auswirken. Dieser Effekt ist besonders ausgeprägt, wenn die Karbide während des Glühens in einer kontinuierlichen Glühanlage nicht übermäßig vergröbern. Ein zu hoher Ti-Gehalt wiederrum kann zu Rissbildungen beim Stranggießen oder bei der Brammenabkühlung oder -wiederer- wärmung führen. Um die negativen Auswirkungen von Ti zu vermeiden, wird die Obergrenze des Ti-Gehalts auf höchstens 0,060 Gew.-%, insbesondere auf höchstens 0,055 Gew.-%, eingeschränkt.
Bor (B) kann sich als optionales Legierungselement an Korngrenzen bei der Austenitisierung des Gefüges anreichern und verhindert dort die Bildung von Ferrit während der Abkühlung und somit optional zur Festigkeitssteigerung zulegiert werden, insbesondere mit einem Mindestgehalt von 0,0002 Gew.-%. Eine zu hoher B-Gehalt führt jedoch zu einer übermäßigen Bildung von Martensit, welcher für die gewünschte Gefügezusammensetzung nicht zielführend ist. Aus diesem Grund soll der B-Gehalt 0,0015 Gew.-%, insbesondere 0,0014 Gew.-% nicht überschreiten. In Fällen, in denen ein besonders hoher Ferritanteil angestrebt ist und eine Festigkeitssteigerung durch die Zugabe von B nicht erforderlich ist, sollte der B-Gehalt 0,0005 Gew.-% nicht überschreiten respektive nicht zulegiert werden.
Molybdän (Mo) kann als optionales Legierungselement die Diffusion von C verlangsamen und verhindert daher die Homogenisierung der C -Verteilung während des Glühens. Daher muss der Mo-Gehalt auf maximal 0,20 Gew.-%, insbesondere maximal 0,10 Gew.-% beschränkt sein. Bei Bedarf kann aber ein Mindestgehalt von 0,0010 Gew.-% zulegiert werden bzw. vorhanden sein.
Kupfer (Cu) kann sich als optionales Legierungselement in Form grober Partikel ausscheiden, welche sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften auswirken. Außerdem hat Cu einen negativen Einfluss auf die Gießbarkeit. Um jeden Einfluss von Cu zu vermeiden, ist der Cu- Gehalt auf maximal 0,20 Gew.-%, insbesondere maximal 0,10 Gew.-%, beschränkt. Bei Bedarf kann aber ein Mindestgehalt von 0,0010 Gew.-% zulegiert werden bzw. vorhanden sein.
Nickel (Ni) kann als optionales Legierungselement zur Erhöhung der Duktilität zulegiert, beispielsweise mit einem Mindestgehalt von 0,0010 Gew.-%. Gleichzeitig kann die Anwesenheit von Ni aber auch zu einer unerwünschten Reduzierung der Festigkeit führen, so dass, um einen negativen Einfluss von Ni auf die Festigkeit zu vermeiden, der Ni-Gehalt auf maximal 0,20 Gew.- %, insbesondere maximal 0, 10 Gew.-%, beschränkt wird.
Alle anderen hier nicht explizit angeführten denkbaren Legierungselemente sind den herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen, die als Bestandteile des Ausgangsmaterials aus dem der Stahl erzeugt wird, oder prozessbedingt bei dem Stahlerschmelzen und Verarbeiten in den Stahl gelangen können. Zu den Verunreinigungen zählen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (P, S, N, Nb, V, W, Sn, Sb, As, Co, Ca, 0, H), welche mit Gehalten vorhanden sein können, die so gering zu halten sind, dass sie keine technische Wirkung in Bezug auf die Eigenschaften des Stahls haben.
Phosphor (P) zählt im weitesten Sinne zu einer Verunreinigung, welcher durch Eisenerz mit in den Stahl eingeschleppt wird und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden kann. Der Gehalt sollte so gering wie möglich eingestellt werden, wobei der Gehalt für eine prozesssichere Schweißbarkeit bei maximal 0,020 %, insbesondere maximal 0,0170 % liegen sollte. Schwefel (S) zählt im weitesten Sinne ebenfalls zu einer Verunreinigung und muss daher auf einen Gehalt von maximal 0,010 %, insbesondere maximal 0,0050 %, vorzugsweise maximal 0,0030 Gew.-% eingestellt werden, um eine starke Neigung zur Seigerung und negative Beeinflussung der Umformbarkeit respektive Duktilität in Folge von übermäßiger Bildung von Sulfiden (FeS; MnS; (Mn, Fe)S) zu vermeiden. In der Regel kann Calcium zur Entschwefelung und Einstellung der S-Gehalts in Abhängigkeit von Ca-Gehalt zulegiert werden.
Stickstoff (N) zählt ebenfalls zur herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigung. Sofern N vorhanden ist, bilden Ti, Nb und/oder V bei gleichzeitiger Anwesenheit von C vorzugsweise mit N Nitride bzw. Karbonitride. Deswegen ist in der Praxis unter den dort technisch und wirtschaftlich darstellbaren Bedingungen die Aufnahme von N in den Ausscheidungen unvermeidbar. Grundsätzlich sind aber möglichst geringe Gehalte anzustreben, da N-dominierte Karbonitride oft sehr grob und eckig sind, weshalb sie nicht zur Verfestigung beitragen, sondern als Rissini- tiatoren wirken. Um die Bildung von N-dominierten Karbonitriden zu vermeiden, ist der Gehalt auf maximal 0,010 %, insbesondere maximal 0,0080 % zu beschränken.
Niob (Nb), Vanadium (V), Wolfram (W), Zinn (Sn), Antimon (Sb), Arsen (As), Kobalt (Co), Zirkon (Zr), sowie seltene Erden, wie z. B. Lanthan (La), Cer (Ce), Neodym (Nd) und Praseodym (Pr) werden im erfindungsgemäßen Stahl nicht als Legierungselemente benötigt und zählen im Fall, dass sie dennoch nachweisbar sind, zu den unvermeidbaren Verunreinigungen. Dementsprechend ist: der Nb-Gehalt auf maximal 0,030 Gew.-%, insbesondere maximal 0,0280 Gew.-%; der V-Gehalt auf maximal 0,020 Gew.-%, insbesondere maximal 0,010 Gew.-%; der W-Gehalt auf maximal 0,10 Gew.-%, insbesondere maximal 0,050 Gew.-%; der Sn-Gehalt auf maximal 0,050 Gew.-%; der Sb-Gehalt auf maximal 0,0004 Gew.-%; der As-Gehalt auf maximal 0,020 Gew.-%; der Co-Gehalt auf maximal 0,020 Gew.-% beschränkt.
Kalzium (Ca) wird bei der Stahlerzeugung üblicherweise der Schmelze sowohl zur Desoxidation und Entschwefelung als auch zur Verbesserung der Gießbarkeit hinzugegeben. Ein zu hoher Gehalt kann zur Bildung von unerwünschten Einschlüssen führen, welche sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften und die Walzbarkeit auswirken. Daher ist die Obergrenze auf maximal 0,0050 %, insbesondere maximal 0,0030 % beschränkt.
Sauerstoff (O) ist ebenso unerwünscht in der Schmelze respektive im Stahl, da sich eine Oxid- belegung sowohl auf die mechanischen Eigenschaften als auch auf die Gieß- und Walzbarkeit negativ auswirken würde. Der höchstens zulässige Gehalt ist daher auf maximal 0,0050 %, insbesondere maximal 0,0020 % festgesetzt.
Wasserstoff (H) ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbesondere in hochfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Der Gehalt sollte daher so gering wie möglich sein, in jedem Fall maximal 0,0010 %, insbesondere maximal 0,0006 %, vorzugsweise maximal 0,0004 %, wobei Gehalte von bevorzugt maximal 0,0002 % angestrebt werden.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Diese sind in den Tabellen 1 bis 4 zusammengefasst. Tabelle 1 zeigt die chemischen Zusammensetzungen der Ausführungsbeispiele. Die Vorgaben bezogen auf das Warm- und Kaltwalzen sowie das Glühen und die optionale Schmelztauchbeschichtung sind in Tabelle 2 und 3 angegeben. Tabelle 4 zeigt sowohl die mechanisch-technologischen Eigenschaften als auch Gefügecharakteristika der Ausführungsbeispiele.
Zur Erprobung der Erfindung sind die entsprechend den in Tabelle 1 angegeben Zusammensetzungen legierten Schmelzen A - F erzeugt und zu Brammen vergossen worden. Die nicht erfindungsgemäßen Schmelzen und ihre von den Vorgaben der Erfindung abweichenden Gehalte an bestimmten Legierungselementen sind in Tabelle 1 durch Unterstreichung hervorgehoben. Gehalte an einem Legierungselement, die so gering waren, dass sie im technischen Sinne „0“, das heißt, so gering waren, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls hatten, sind in Tabelle 1 durch den Eintrag gekennzeichnet.
Die aus den Schmelzen A - F erzeugten Brammen sind in einem Vorwärmofen, in dem eine Temperatur („VWO“) herrschte, durcherwärmt worden. Anschließend sind die vorerwärmten Brammen in konventioneller Weise zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt (Warmband) warmgewalzt worden. Das jeweils erhaltene Warmband hat die Warmwalzstaffel mit einer Warmwalzendtemperatur („WET“) verlassen und ist anschließend mit einer durchschnittlichen Abkühlrate („ AKR“) auf eine Haspeltemperatur („ HT“) abgekühlt worden, bei der sie jeweils zu einem Coil gehaspelt worden sind. Nach der Abkühlung im Coil auf Raumtemperatur ist das Warmband in konventioneller Weise gebeizt worden und anschließend mit einem Kaltwalzgrad („KWG“) in konventioneller Weise zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt (Kaltband) kaltgewalzt worden. Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung ist bei der Erzeugung des Kaltbandes jeweils eine der in Tabelle 2 angegebenen Kombinationen I - VII von VWO, WET, AKR, HT und KWG gewählt worden. Die nicht erfindungsgemäßen Kombinationen aus I - VII und die Vorgaben, die jeweils nicht den Maßgaben der Erfindung entsprachen, sind in Tabelle 2 durch Unterstreichung hervorgehoben.
Nach dem Kaltwalzen ist das Kaltband in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage oder in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage geglüht worden. Das Glühen erfolgte in mehreren Stufen. In der ersten Stufe ist das Kaltband mit einer durchschnittlichen Aufheizgeschwindigkeit („HR“) auf eine Haltetemperatur aufgeheizt worden, welche sich nach der Temperatur („TI“) richtete und einer Temperatur zwischen Tl-30°C/s und TI entsprach, bei der es für eine Haltezeit („ HZ 1 “) gehalten worden ist. Anschließend ist das Kaltband mit einer durchschnittlichen Abkühlrate („ KR1 “) auf eine Haltetemperatur abgekühlt worden, wobei die Differenz DT von TI - T2 in Tabelle 3 angegeben ist. Bei der Haltetemperatur, welche sich nach der Temperatur („T2“) richtete, ist es für eine Haltezeit („HZ2“) gehalten worden. Im Anschluss nach der Haltezeit („HZ2“) ist das Kaltband optional mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug durch das Eintauchen in einem Schmelzenbad beschichtet worden. Entweder unmittelbar nach Ende der Haltezeit („ HZ2 “) oder nach dem Austritt aus dem Schmelzenbad ist das Kaltband mit einer durchschnittlichen Abkühlrate („KR2“) auf Raumtemperatur abgekühlt worden.
Das so erzeugte Kaltband (kaltgewalzte Stahlflachprodukt) ist optional mit einem Dressiergrad („DG“) dressiert worden.
In den Ausführungsbeispielen erfolgte das Glühen und optionale Schmelztauchbeschichten nach einer der in Tabelle 3 angegebenen Kombinationen a - i von HR, TI, HZ1, KR1, T2, HZ2, KR2 und DG. Für die Kombinationen a - i ist ebenfalls angegeben, ob das Kaltband mit einem Zn-basierten Korrosionsüberzug beschichtet worden ist. Die nicht erfindungsgemäßen Kombinationen aus a - i und die Vorgaben, die jeweils nicht den Maßgaben der Erfindung entsprachen, sind in Tabelle 3 durch Unterstreichung hervorgehoben.
An den so erzeugten Kaltbändern sind sowohl die mechanisch-technologischen Eigenschaften als auch Gefügecharakteristika ermittelt worden. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen sind in Tabelle 4 zusammengefasst. Darunter zählen Dehngrenze RPO.2 , Zugfestigkeit Rm, Bruch- dehnung A8o und Lochaufweitungsverhältnis X sowie die Konstante X aus der Formel X = -0,08 x Rm + X. In Tabelle 4 sind auch die Anteile an Ferrit F, Bainit B sowie deren Summe F+B und der Gesamtanteil von Martensit M und Restaustenit RA in M+A und sonstige Gefügebestandteile „Sonst“ angegeben. Daneben sind ebenfalls die Mikrohärte des Martensits HM, der Flächenanteil der a-Faser „a“ und die maximale Orientierungsdichteverteilungsfunktion „f(g)max“ angegeben. Für die kaltgewalzten Stahlflachprodukte Al - F3 ist zusätzlich angegeben, aus welchem der Stähle/Schmelzen A - F das Stahlsubstrat des jeweiligen Stahlflachprodukts bestand (Spalte „Analyse“), welche der Kombinationen I - VII der Warmbanderzeugung (Spalte „Walzen“) und welche der Varianten a - i der Glühbehandlung und optionalem Beschichten das jeweilige Stahlflachprodukt durchlaufen hat (Spalte „Glühen“).
Beispiel Al besteht aus einem Stahlsubtrat mit der chemischen Zusammensetzung A und ist nach Walzvorgabe I und Glühvorgabe a erzeugt worden. Dies ergab eine optimale Kombination von mechanisch-technologischen Eigenschaften und Gefügecharakteristika.
Beispiel A2 wurde mit einer zu niedrigen VWO erzeugt, ist aber ansonsten gleich wie Beispiel Al. Die abweichenden VWO führte zu keinem Anteil an Bainit und einem zu hohen Anteil an unerwünschten Gefügebestandteile. Infolgedessen hat Beispiel A2 einer zu niedrige Bruchdehnung Aso und einer zu niedrige Konstante X. Beispiel A2 dient hier daher als Gegenbeispiel.
Beispiel A3 wurde mit einer niedrigen aber zulässigen VWO und WET im Vergleich zu denen von Bespiel Al erzeugt. Außerdem hat Beispiel A3 eine niedrige AKR, eine hohe HT und einen niedrigen KWG im Vergleich zum Beispiel Al. Diese ergab sowohl mechanisch mechanischtechnologischen Eigenschaften als auch Gefügecharakteristika im erforderlichen Bereich. Beispiel A4 wurde hingegen mit einer zu niedrigen WET erzeugt, ist ansonsten gleich wie Beispiel A3. Die zu niedrige WET führte zu einer zu hohen a und f(g)max und folglich zu einer zu hohen RPo,2, einer zu niedrigen A8o und einer zu niedrigen Konstante X. Beispiel A4 dient daher als Gegenbeispiel.
Stahl B ist ähnlich wie Stahl A, hat jedoch einen zu hohen Gehalt an Mn. Stahl B wurde in Beispiel Bl unter die gleichen Bedingungen wie Beispiel Al erzeugt. Die abweichende chemische Analyse führte zu keinem Bainitanteil und einem zu hohen Gesamtanteil an Martensit und Restaustenit. Infolgedessen lagen die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Beispiels außerhalb des erzielten Bereichs. Beispiel Bl dient daher als Gegenbeispiel. Stahl C wurde in den Beispielen CI bis C3 eingesetzt, um den Einfluss der Temperaturdifferenz TI-T2 zu untersuchen. Beispiel CI wurde unter die gleichen Bedingungen wie Beispiel Al erzeugt und hat mechanisch-technologische Eigenschaften und Gefügecharakteristika im erforderlichen Bereich. Bei Beispiel C2 wurde eine sehr niedrigere aber noch zulässige T1-T2 eingestellt. Dies führte zu einem niedrigeren Anteil an Bainit und einem höheren Gesamtanteil an Martensit und Austenit und folglich zu einer höhere Rm und niedrigerer Konstante X im Vergleich zum Beispiel CI. Bei Beispiel C3 wurde eine zu niedrigere T1-T2 eingestellt. Dies führte zu keinem Anteil an Bainit und folglich zu einer zu niedrigen Konstante X. Beispiel C3 dient daher als Gegenbeispiel.
Stahl D ist eine niedrigerfeste Variante, welche in Beispiele Dl bis D3 eingesetzt wurde, um die Einflüsse der AKR und HT zu untersuchen. Außerdem wurden die Beispiele Dl bis D3 mit sehr hohen WET und KWG erzeugt. Bei Beispiel Dl wurde eine niedrige AKR und eine hohe HT eingestellt. Bei Beispiel D2 wurde wiederum eine hohe AKR und eine niedrigere HT eingestellt. Die mechanisch-technologischen Eigenschaften und Gefügecharakteristika der Beispiele Dl und D2 lagen jedoch im erforderlichen Bereich. Bei Beispiel D3 wurde eine zu niedrige HT eingestellt. Infolgedessen lagen die Gefügecharakteristika und die mechanischtechnologischen Eigenschaften außerhalb des erzielten Bereichs. Beispiel D3 zählt daher zu den Gegenbeispielen.
In den Beispielen D4 bis D6 wurden TI und T2 variiert, jedoch T1-T2 konstant gehalten. Beispiel D4 wurde mit einer zu niedrigeren TI erzeugt. Diese führt sowohl zu keinem Bainitanteil als auch zu einer zu hohen HM, a und f(g)max und folglich zu einer zu niedrigen Konstante X. Beispiel D4 dient daher als Gegenbeispiel.
Beispiel D5 wurde mit einer niedrigeren aber noch zulässigen TI erzeugt. Infolgedessen war der Bainitanteil niedrig und HM, a und f(g)max hoch, lagen jedoch im erforderlichen Bereich. Dies ergab eine niedrige aber noch akzeptable Konstante X. Bei Beispiel D6 wurde eine sehr hohe TI eingestellt. Diese führt sowohl zu einem hohen Bainitanteil als auch zu einer niedrigen HM, a und f(g)max, welche sich positiv auf das Konstante X auswirkt.
Stahl E ist ähnlich wie Stahl D, hat jedoch zu niedrige Gehalte an C und Mn. Stahl E wurde in Beispiel El unter die gleichen Bedingungen wie Beispiel Dl erzeugt. Aufgrund der sehr niedrigen Legierungsgehalte lagen der Ferritgehalt über und die Rpo,2 und Rm unter dem erforderlichen Niveau. Beispiel El dient daher als Gegenbeispiel.
Stahl F hat im Vergleich zu Stählen A, C und D einen niedrigeren Gehalt an C und einen höheren Gehalt an Mn. Stahl F wurde in den Beispielen Fl bis F3 eingesetzt, um den Einfluss von HZ1 zu untersuchen. Außerdem wurden Beispiele Fl bis F3 mit einer sehr hohen T1-T2, einer sehr langen HZ2 und ohne Zinküberzug erzeugt. Bei Beispiel Fl wurde eine zu kurze HZ1 eingestellt. Diese führte zu keinem Bainitanteil und zu hohen HM, a und f(g)max. Infolgedessen lagen die mechanisch-technologischen Eigenschaften außerhalb des erforderlichen Bereichs. Beispiel Fl dient daher als Gegenbeispiel.
Bei den Beispielen F2 und F3 waren HZ1 kürzer bzw. länger als bei den anderen Beispielen, lagen jedoch im zulässigen Bereich. Dies ergab mechanisch-technologischen Eigenschaften und Gefügecharakteristika im gewünschten Bereich.
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Tabelle 1: Chemische Analyse der Ausführungsbeispiele (alle Angaben in Gew.-%)
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Tabelle 2: Prozessbedingungen der Ausführungsbeispiele mit Bezug auf das Warm- und Kaltwalzen
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Tabelle 3: Prozessbedingungen der Ausführungsbeispiele mit Bezug auf das Glühen und der optionalen Schmelztauchbeschichtung
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Tabelle 4: Mechanisch-technologische Eigenschaften und Gefügecharakteristika der Ausführungsbeispiele

Claims

Patentansprüche
1. Kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer Zugfestigkeit Rm von 590 bis 900 MPa, einer Dehngrenze Rp0i2 von 330 MPa bis 600 MPa und einer Bruchdehnung A80 von mindestens 14 %, ermittelt nach DIN EN ISO 6892-1 :2017, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus:
C: 0,050 bis 0,170 %,
Si: 0,080 bis 0,350 %,
Mn: 1,50 bis 2,40 %,
Cr: 0,20 bis 0,950 %,
AI: 0,010 bis 0,50 %, und optional aus mindestens eines der folgenden Legierungselemente aus der Gruppe (Ti, Mo, B, Mo, Cu, Ni)
Ti: bis 0,060 %,
B: bis 0,0015 %,
Mo: bis 0,20 %,
Cu: bis 0,20 %,
Ni: bis 0,20 %, besteht, wobei zu den Verunreinigungen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (P, S, N, Nb, V, W, Sn, As, Co, Ca, 0, H) zählen und mit folgenden Gehalten vorhanden sein können:
P: bis 0,020 %,
S: bis 0,010 %,
N: bis 0,010 %,
Nb: bis 0,030 %,
V: bis 0,020 %,
W: bis 0,10 %,
Sn: bis 0,050 %,
Sb: bis 0,0004 %
As: bis 0,020 %,
Co: bis 0,020 %,
Ca: bis 0,0050 %,
0: bis 0,0050 %,
H: bis 0,0010 %, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt ein Gefüge nebst herstellungsbedingt unvermeidbaren Gefügebestandteilen aufweist, welches folgende Phasen umfasst: Ferrit und Bainit in Summe 75 bis 96 % und Martensit und Restaustenit in Summe 4 bis 25 %. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, wobei sich das niedrigste zulässige gemäß DIN EN ISO 16630:2017 ermittelte Lochaufweitungsverhältnis X in % mit der folgenden Näherungsformel berechnen lässt: X = (-0,08 * Rm)*%/MPa + X, wobei die Konstante X mindestens 85 % beträgt. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei der Ferritanteil im Gefüge mit 25 bis 85 % vorliegt. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei der Bainitanteil im Gefüge mit 5 bis 60 % vorliegt. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei der Martensitanteil im Gefüge mindestens 1 % und der Restaustenitanteil mindestens 1% betragen. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei ein Gefügeanteil mit einer a-Faser von mindestens 5 und höchstens 30 % vorhanden ist, ermittelt mittels Elektronenrückstreubeugung. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei eine Orientierungsdichteverteilungsfunktion f(g) mittels Elektronenrückstreubeugung ermittelt wird und eine maximale f(g), welche dem Flächenanteil des Gefüges mit der häufigsten Orientierung entspricht, bestimmt wird, so dass die maximale f(g) mindestens 2 und höchstens 10 % beträgt. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt einen Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug aufweist. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes umfassend die Schritte: a) Erschmelzen eines Stahls bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus C: 0,050 bis 0,170 %,
Si: 0,080 bis 0,350 %,
Mn: 1,50 bis 2,40 %,
Cr: 0,20 bis 0,950 %,
AI: 0,010 bis 0,50 %, und optional aus mindestens eines der folgenden Legierungselemente aus der Gruppe (Ti, Mo, B, Mo, Cu, Ni)
Ti: bis 0,060 %,
B: bis 0,0015 %,
Mo: bis 0,20 %,
Cu: bis 0,20 %,
Ni: bis 0,20 %, wobei zu den Verunreinigungen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (P, S, N, Nb, V, W, Sn, As, Co, Ca, 0, H) zählen und mit folgenden Gehalten vorhanden sein können:
P: bis 0,020 %,
S: bis 0,010 %,
N: bis 0,010 %,
Nb: bis 0,030 %,
V: bis 0,020 %,
W: bis 0,10 %,
Sn: bis 0,050 %,
Sb: bis 0,0004 %
As: bis 0,020 %,
Co: bis 0,020 %,
Ca: bis 0,0050 %,
0: bis 0,0050 %,
H: bis 0,0010 %.; b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt; c) Vorwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vorprodukts bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1350 °C; d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt, wobei die Warmwalzendtemperatur zwischen 850 und 980 °C beträgt; e) Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer zwischen 20 und 400 °C/s betragenden durchschnittlichen Abkühlrate auf eine zwischen 450 und 600 °C betragende Haspeltemperatur; f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; g) Abhaspeln des Coils und Kaltwalzen zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der Kaltwalzgrad zwischen 30 und 80 % beträgt; h) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; i) Abhaspeln des Coils und Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts im kontinuierlichen Durchlauf, umfassend die Schritte:
11) Aufheizen mit einer durchschnittlichen Aufheizrate zwischen 0,5 und 20 °C/s auf eine Haltetemperatur zwischen 840 und 900 °C, wobei die Aufheizrate zwischen 700 °C und Haltetemperatur durchschnittlich zwischen 1 und 10 °C/s liegt;
12) Halten bei einer Haltezeit zwischen 30 und 300 s, wobei eine Temperatur TI am Ende der Haltezeit zwischen 840 und 900 °C liegt und die Haltetemperatur mindestens TI - 30 °C beträgt;
13) Abkühlen mit einer durchschnittlichen Abkühlrate zwischen 0,5 und 100 °C/s auf eine Temperatur T2, welche gleich oder höher als die Martensit-Starttemperatur Ms und weniger als 490 °C beträgt, wobei die durchschnittliche Abkühlrate zwischen 700 und 600 °C zwischen 10 und 50 °C/s liegt und die Differenz DT von T1-T2 mehr als 385 °C beträgt; i4) Halten bei einer Temperatur T3 gleich oder höher als die Martensit-Starttemperatur Ms und weniger als 455 °C bei einer Haltezeit zwischen 1 und 1000 s; um ein Stahlflachprodukt mit einem Gefüge nebst unvermeidbaren Gefügebestandteilen zu erhalten, welches folgende Phasen umfasst: Ferrit und Bainit in Summe 75 bis 96 % und Martensit und Restaustenit in Summe 4 bis 25 %. Verfahren nach Anspruch 9, wobei nach Schritt i4) das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug schmelztauchbeschichtet wird. Verfahren nach Anspruch 10, wobei das schmelztauchbeschichtete Stahlflachprodukt auf eine Temperatur bis zu 550 °C erwärmt wird.
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