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EP3504349B1 - Verfahren zur herstellung eines höchstfesten stahlbandes mit verbesserten eigenschaften bei der weiterverarbeitung und ein derartiges stahlband - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines höchstfesten stahlbandes mit verbesserten eigenschaften bei der weiterverarbeitung und ein derartiges stahlband Download PDF

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Publication number
EP3504349B1
EP3504349B1 EP17757729.3A EP17757729A EP3504349B1 EP 3504349 B1 EP3504349 B1 EP 3504349B1 EP 17757729 A EP17757729 A EP 17757729A EP 3504349 B1 EP3504349 B1 EP 3504349B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel strip
strip
steel
mpa
hot
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
EP17757729.3A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP3504349A1 (de
Inventor
Peter PALZER
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Salzgitter Flachstahl GmbH
Original Assignee
Salzgitter Flachstahl GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=59702700&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=EP3504349(B1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Priority claimed from DE102016115618.3A external-priority patent/DE102016115618A1/de
Application filed by Salzgitter Flachstahl GmbH filed Critical Salzgitter Flachstahl GmbH
Publication of EP3504349A1 publication Critical patent/EP3504349A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP3504349B1 publication Critical patent/EP3504349B1/de
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a high-strength steel strip with improved properties during further processing and a corresponding steel strip.
  • the invention relates to the production of a steel strip from a manganese-containing TRIP (TRansformation Induced Plasticity) and/or TWIP (TWinning Induced Plasticity) steel with excellent cold and warm formability, increased resistance to hydrogen-induced delayed fracture, to hydrogen embrittlement and to liquid metal embrittlement during welding.
  • TRIP Traansformation Induced Plasticity
  • TWIP TWinning Induced Plasticity
  • the steel consists of the elements (contents in percent by weight and based on the steel melt): C: up to 0.5; Mn: 4 to 12.0; Si: up to 1.0; Al: up to 3.0; Cr: 0.1 to 4.0; Cu: up to 4.0; Ni: up to 2.0; N: up to 0.05; P: up to 0.05; S: up to 0.01; as well as residual iron and unavoidable impurities.
  • one or more elements from the group “V, Nb, Ti” are provided, the sum of the contents of these elements being at most equal to 0.5. For an Mn content of 5 and an Al content of 2, the total is 7.
  • This flat steel product consists of 30 to 100% martensite, tempered martensite or bainite, the balance austenite.
  • This steel is said to be characterized by the fact that it is more cost-effective to produce than high-manganese steels and at the same time has high elongation at break values and, as a result, significantly improved formability.
  • a method for producing a flat steel product from the above-described higher-strength manganese-containing steel comprises the following work steps: - Melting the above-described molten steel, - Producing a starting product for subsequent hot rolling by forming the molten steel into a strand, of which at least one slab or thin slab is used as the starting product for the Hot rolling is divided, or is cast into a cast strip, which is fed to hot rolling as the starting product, - heat treating the starting product in order to bring the starting product to a hot rolling start temperature of 1150 to 1000 ° C, - hot rolling the starting product into a hot strip with a thickness of a maximum of 2.5 mm, with the hot rolling being completed at a hot rolling end temperature of 1050 to 800 ° C, - coiling the hot strip into a coil at a coiling temperature of ⁇ 700 ° C.
  • the hot strip can be annealed at 250 to 950°C, then cold rolled and annealed again at 450 to 950°C. After the cold or hot rolling of the flat steel product, it is also provided with a metallic corrosion protection coating or an organic coating.
  • TRIP steels have already been described, which have a predominantly ferritic basic structure with retained austenite, which can convert to martensite during forming (TRIP effect).
  • the manganese content of the steel strip is 1.00 to 2.25 percent by weight.
  • the steel strip is coated and tempered in a melt bath. Because of its strong work hardening, TRIP steel achieves high values of uniform elongation and tensile strength.
  • TRIP steels are used, among other things, in structural, chassis and crash-relevant components of vehicles, as sheet metal blanks and as welded blanks.
  • the European patent EP 1 067 203 B1 discloses a method for producing a steel strip.
  • a thin strip with a thickness of 1.5 mm to 10 mm is cast from a steel melt that consists of at least the elements (contents in percent by weight) C: 0.001 to 1.6; Mn: 6 to 30; Al: up to 6; P: up to 0.2; S: up to 0.5; N: up to 0.3 and the remainder iron and unavoidable impurities.
  • the thin strip is hot rolled with a degree of reduction between 10% and 60%, acid pickled, cold rolled with a degree of reduction between 10% and 90% and recrystallization annealed for 1 to 2 minutes at 800 to 850°C.
  • a high-strength steel strip which has the following composition in percent by weight: C: 0.05 - 0.3; Si: ⁇ 0.2; Mn: 0.5 - 4.0: P: ⁇ 0.1; S: ⁇ 0.1; Ni: 0 - 5.0; Al: 0.1 - 2.0 and N ⁇ 0.01.
  • the structure contains ⁇ 5% volume retained austenite.
  • a melt of the steel described above is melted in a vacuum laboratory furnace.
  • a test block with a thickness of 25 mm is produced using hot forging. This is then heated to 1250°C in an electric oven for one hour. Hot rolling is then carried out at 930 to 1150 ° C to achieve a steel strip thickness of 5 mm.
  • the steel strip is immediately cooled to 500°C and annealed in an electric furnace at this temperature for one hour.
  • a spot weld connection of at least two steel sheets is already known, with at least one sheet being made of an aluminum alloy steel.
  • This aluminum alloy steel comprising in weight percentages: 0.05 ⁇ C ⁇ 0.21%; 4.0 ⁇ Mn ⁇ 7.0%; 0.5 ⁇ Al ⁇ 3.5%; Si ⁇ 2.0%; Ti ⁇ 0.2%; V ⁇ 0.2%; Nb ⁇ 0.2%; P ⁇ 0.025%; B ⁇ 0.0035%; S ⁇ 0.004%, the balance being iron and unavoidable impurities.
  • the aluminum alloy steel sheet has a yield point above or equal to 600 MPa, a breaking strength above or equal to 1000 MPa and a uniform elongation above or equal to 15%.
  • the microstructure of the aluminum-alloyed steel sheet contains 20% to 50% austenite, 40% to 80% annealed ferrite and less than 25% martensite.
  • the Korean disclosure document KR 2016 0003744 A and the parallel international disclosure document WO 2014/180456 A1 disclose a further method for producing components from lightweight steel with TRIP/TWIP properties by forming a sheet, a circuit board or a pipe in one or more stages.
  • the forming is carried out at a temperature above room temperature at 40 to 160 °C to avoid the TRIP/TWIP effect.
  • a particularly high strength of the component is achieved by forming at a temperature below room temperature at -65 to 0 °C, which enhances the TRIP/TWIP effect.
  • the present invention is based on the object of specifying a method for producing a high-strength steel strip from a manganese-containing TRIP and/or TWIP steel with strengths between 1100 and 2200 MPa, which is cost-effective and improves the steel strip Properties during further processing, in particular a good combination of strength and forming properties, increased resistance to hydrogen-induced delayed cracking, to hydrogen embrittlement and to liquid metal embrittlement. Furthermore, a high-strength and cost-effective steel strip with improved properties during further processing should be provided.
  • a method for producing an ultra-high-strength steel strip comprising the steps of: - melting a steel melt containing (in weight %): C: 0.1 to ⁇ 0.3; Mn: 4 to ⁇ 8; Al: > 1 to 2.9; P: ⁇ 0.05; S: ⁇ 0.05; N: ⁇ 0.02; remainder iron including unavoidable steel-accompanying elements, with optional alloying of one or more of the following elements (in weight %): Si: 0.05 to 0.7; Cr: 0.1 to 3; Mo: 0.01 to 0.9; Ti: 0.005 to 0.3; B: 0.0005 to 0.01 via the blast furnace steelworks process route or the arc furnace process, in each case with optional vacuum treatment of the melt; - Casting the steel melt to form a preliminary strip using a near-net-shape horizontal or vertical strip casting process or casting the steel melt to form a slab or thin slab using a horizontal or vertical slab or thin slab casting process, - Heating to a rolling temperature of 1050
  • pre-strip are 1 mm to 35 mm and for slabs and thin slabs 35 mm to 450 mm. It is preferably provided that the slab or thin slab is hot-rolled into a hot strip with a thickness of 12 mm to 0.8 mm or that the pre-strip cast close to the final dimension is hot-rolled into a hot strip with a thickness of 8 mm to 0.8 mm.
  • the cold strip according to the invention has a thickness of at most 3 mm, preferably 0.1 to 1.4 mm.
  • a pre-strip produced close to the final dimension using the two-roll casting process with a thickness of less than or equal to 3 mm, preferably 1 mm to 3 mm, is already understood to be a hot strip.
  • the pre-strip produced in this way as hot strip does not have a 100% cast structure due to the forming of the two opposing rollers. Hot rolling therefore already takes place inline during the two-roll casting process, so that separate heating and hot rolling can optionally be omitted.
  • the cold rolling of the hot strip can take place at room temperature or advantageously at elevated temperature before the first rolling pass in one or more rolling passes.
  • Cold rolling at elevated temperature is beneficial to reduce rolling forces and promote the formation of deformation twins (TWIP effect).
  • Advantageous temperatures of the rolling stock before the first rolling pass are 60 to 450°C.
  • the steel strip between the rolling passes it is advantageous to use the steel strip between the rolling passes to a temperature of 60 to 450 ° C between heating or cooling down, as the TWIP effect is particularly advantageous in this area.
  • both intermediate heating for example at very low degrees of deformation and rolling speeds, as well as additional cooling, due to the heating of the material during fast rolling and high degrees of deformation, can be carried out.
  • the steel strip is to be annealed in accordance with the invention in a continuous annealing plant, in particular a continuous annealing plant, with an annealing time of 1 to 15 minutes and temperatures of 720 °C to 840 °C in order to restore sufficient forming properties.
  • annealing can be carried out using a discontinuous annealing plant at a temperature of 550 °C to 820 °C and an annealing time of 30 minutes to 48 hours. If necessary to achieve certain material properties, this annealing process can also be carried out on the steel strip rolled at an elevated temperature.
  • the steel strip is advantageously cooled to a temperature of 250 °C to room temperature and then, if necessary, to set the required mechanical properties, heated again to a temperature of 300 to 450 °C in the course of an aging treatment, held at this temperature for up to 5 minutes and then cooled to room temperature.
  • the ageing treatment can advantageously be carried out in a continuous annealing plant.
  • the steel strip can be skin-passed after cold rolling, which creates the surface structure required for the final application.
  • Skin-passing can be carried out using the Pretex ® process, for example.
  • the steel strip produced in this way receives a further coating on an organic or inorganic basis instead of or after electrolytic galvanizing or hot-dip galvanizing.
  • a further coating on an organic or inorganic basis instead of or after electrolytic galvanizing or hot-dip galvanizing.
  • organic coatings plastic coatings or paints or other inorganic coatings such as iron oxide layers.
  • the steel strip produced according to the invention can be used as a sheet, sheet section or blank or can be further processed into a longitudinally or spirally welded tube.
  • the steel sheet or steel strip is particularly advantageous for further processing into a component using cold or warm forming, for example in the automotive industry, in infrastructure construction and mechanical engineering.
  • the steel strip with improved properties during further processing has a TRIP/TWIP effect, with a structure (in volume %) of 10 to 80% austenite, 10 to 90% martensite, the remainder ferrite and bainite with a total proportion of less than 20%. At least 20% of the martensite is present as tempered martensite and optionally > 10% of the austenite is in the form of annealing or deformation twins.
  • the austenite Due to the final annealing of the cold strip produced at room temperature or at elevated temperatures, the austenite is in a metastable state and optionally with deformation twins, whereby it partially converts into martensite via the TRIP effect when subjected to mechanical force (e.g. forming).
  • the austenite portion of the steel according to the invention can partially or completely convert into martensite when mechanical stresses are present (TRIP effect).
  • the alloy according to the invention When subjected to appropriate mechanical stress, the alloy according to the invention also exhibits twinning during plastic deformation (TWIP effect). Because of the strong work hardening induced by the TRIP and/or TWIP effect, the steel achieves high values of elongation at break, especially uniform elongation, and tensile strength.
  • the steel according to the invention can then be particularly advantageously Warm forming can be carried out at 60 to 450°C, as the austenite stability at these temperatures at least partially suppresses the transformation of austenite into martensite (TRIP effect), whereby 50 to 100% of the initial austenite is retained and optionally partially converted into deformation twins (TWIP effect).
  • the deformation twins can convert into martensite at room temperature with the expenditure of additional energy (TRIP effect, increased energy absorption capacity, e.g. in the event of a crash).
  • TRIP effect increased energy absorption capacity, e.g. in the event of a crash.
  • the remaining residual elongation until component failure is significantly increased in warm forming compared to cold forming.
  • preventing the TRIP effect in warm forming results in a significant improvement compared to undesirable hydrogen-induced influences (delayed crack formation, hydrogen embrittlement).
  • Warm forming also advantageously increases the 0.2% yield strength of the formed material, which could, for example, advantageously reduce the sheet thickness.
  • the method according to the invention can be used to produce a very cost-effective steel strip with an alloy concept that requires only the elements carbon, manganese and aluminum in addition to iron.
  • the required annealing treatment can advantageously be carried out by means of continuous annealing, which is significantly more economical than batch annealing.
  • a steel strip produced according to the method according to the invention has a yield strength Rp0.2 of 300 to 1550 MPa, a tensile strength Rm of 1100 to 2200 MPa and an elongation at break A80 of more than 4 to 41%, whereby high strengths tend to be associated with lower elongations at break and vice versa: - Rm of over 1100 to 1200 MPa: Rm x A80 ⁇ 25000 up to 45000 MPa% - Rm from over 1200 to 1400 MPa: Rm x A80 ⁇ 20000 up to 42000 MPa% - Rm from over 1400 to 1800 MPa: Rm x A80 ⁇ 10000 up to 40000 MPa% - Rm of over 1800 MPa: Rm x A80 ⁇ 7200 up to 20000 MPa%
  • test specimen A80 was used for the elongation at break tests in accordance with DIN 50 125.
  • the elongation and toughness properties are advantageously improved by the TRIP and/or TWIP effect of the alloy according to the invention.
  • the steel strip produced according to the invention offers a good combination of strength, elongation and forming properties.
  • the production of this manganese steel according to the invention with a medium manganese content (medium manganese steel) based on the alloying elements C, Mn, Al is very cost-effective.
  • the manganese steel according to the invention is also characterized by increased resistance to delayed fracture and to hydrogen embrittlement and liquid metal embrittlement during welding.
  • Alloying elements are usually added to steel to specifically influence certain properties.
  • An alloying element can influence different properties in different steels. The effect and interaction generally depends heavily on the amount, the presence of other alloying elements and the state of solution in the material. The relationships are varied and complex. The effect of the alloying elements in the alloy according to the invention will be discussed in more detail below. The positive effects of the alloying elements used according to the invention are described below.
  • Carbon C Is required for the formation of carbides, stabilizes the austenite and increases the strength. Higher contents of C impair the welding properties and lead to a deterioration of the elongation and toughness properties, which is why a maximum content of less than 0.3 wt.% is specified. In order to achieve a To achieve sufficient strength of the material, a minimum addition of 0.1 wt.% is required.
  • Manganese Mn Stabilizes the austenite, increases the strength and toughness and enables deformation-induced martensite and/or twinning in the alloy according to the invention. Contents of less than 4 wt.% are not sufficient to stabilize the austenite and thus impair the elongation properties, while contents of 8 wt.% and more stabilize the austenite too much and thus reduce the strength properties, in particular the 0.2% yield strength. For the manganese steel according to the invention with medium manganese contents, a range of 4 to ⁇ 8 wt.% is preferred.
  • Aluminum AI An Al content of greater than 1% by weight improves the strength and elongation properties, reduces the specific density and influences the conversion behavior of the alloy according to the invention. Al contents of more than 2.9% by weight impair the elongation properties. Higher Al contents also significantly worsen the casting behavior in continuous casting. This results in greater effort when casting. Al contents of more than 1% by weight delay the precipitation of carbides in the alloy according to the invention. Therefore, a maximum content of 2.9% by weight and a minimum content of more than 1% by weight are set.
  • a minimum content (in% by weight) of more than 6.5 and less than 10 should be maintained for the sum of Mn and Al in order to ensure the desired conversion behavior.
  • a Mn + Al content of 10% by weight or more impairs castability, thereby reducing output and thus increasing costs.
  • Mn + Al contents of 6.5% by weight or less sufficient austenite stability for the desired transformation behavior cannot be ensured.
  • Silicon Si The optional addition of Si in levels greater than 0.05% by weight hinders carbon diffusion, reduces specific gravity and increases strength and elongation and toughness properties. Furthermore, an improvement in cold rolling ability could be observed by alloying Si. Contents of more than 0.7% by weight lead to embrittlement of the material and have a negative impact on hot and cold rolling as well as coatability, for example through galvanizing. Therefore, a maximum content of 0.7% by weight and a minimum content of 0.05% by weight are set.
  • Chromium Cr The optional addition of Cr improves strength and reduces the corrosion rate, delays ferrite and pearlite formation and forms carbides.
  • the maximum content is set at 3 wt.%, as higher contents result in a deterioration in elongation properties.
  • a minimum Cr content for effectiveness is set at 0.1 wt.%.
  • Molybdenum Mo acts as a carbide former, increasing strength and increasing resistance to delayed cracking and hydrogen embrittlement. Mo contents of over 0.9% by weight impair the elongation properties, which is why a maximum content of 0.9% by weight and a minimum content of 0.01% by weight required for sufficient effectiveness are set.
  • Phosphorus P Is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness through solid solution strengthening and improves hardenability. However, attempts are generally made to reduce the phosphorus content as much as possible because, among other things, its low diffusion rate makes it highly susceptible to segregation and greatly reduces toughness. The accumulation of phosphorus at the grain boundaries can cause cracks to appear along the grain boundaries during hot rolling. In addition, phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior by up to 300 °C. For the reasons mentioned above, the phosphorus content is limited to values of less than 0.05 wt.%.
  • Sulfur S Like phosphorus, it is bound as a trace element in iron ore. It is generally undesirable in steel because it tends to segregate and has a highly brittle effect, which reduces the elongation and toughness properties. An attempt is therefore made to achieve the lowest possible amounts of sulfur in the melt (e.g. through deep desulfurization). For the reasons mentioned above, the sulfur content is limited to values of less than 0.05% by weight.
  • Nitrogen N Is also an accompanying element from steel production. In its dissolved state, it improves the strength and toughness properties of steels with a high manganese content and greater than or equal to 4% by weight Mn. Steels alloyed with low Mn and less than 4% by weight with free nitrogen tend to have a strong aging effect. The nitrogen diffuses to dislocations even at low temperatures and blocks them. It thus causes an increase in strength combined with a rapid loss of toughness. Binding the nitrogen in the form of nitrides is possible, for example, by alloying with aluminum or titanium, although aluminum nitrides in particular have a negative effect on the forming properties of the alloy according to the invention. For the reasons stated above, the nitrogen content is limited to less than 0.02% by weight.
  • Titan Ti As a carbide former, it has a grain-refining effect, which simultaneously improves the strength, toughness and elongation properties and reduces intergranular corrosion. Ti contents of over 0.3% by weight impair the elongation properties, which is why a maximum Ti content of 0.3% by weight is set. Optionally, a minimum content of 0.005 is set in order to bind nitrogen and advantageously eliminate Ti.
  • Boron B Delays austenite transformation, improves the hot forming properties of steels and increases strength at room temperature. It develops its effect even with very low alloy contents. Contents above 0.01% by weight severely deteriorate the elongation and toughness properties, which is why the maximum content is set at 0.01% by weight. Optionally, a minimum content of 0.0005% by weight is set in order to take advantage of the strength-increasing effect of boron.
  • alloy 1 contains extracts of the following elements in the listed contents in% by weight: alloy C Mn Al Si Leg. 1 0.2 7.0 1.1 0.5
  • alloy Rolling force [kN] cumulative - cold rolling Rolling force [kN] cumulative - at 250 °C Degree of deformation (e ⁇ d/d0) [%] Rolling force reduction [%] Leg. 1 147000 52500 45 approx. 64
  • Cumulative rolling force means adding up the rolling forces of the individual passes in order to obtain a comparable measure of the effort required.
  • the rolling force was standardized to a band width of 1000 mm.
  • the degree of deformation e is defined as the quotient of the change in thickness ⁇ d of the examined steel strip by the initial thickness d0 of the examined steel strip.
  • the rolling force reduction is the calculated reduction in rolling force at 250 °C compared to the rolling force during cold rolling.
  • the elongation values represent the elongation in the rolling direction. A clear increase in the yield strength can be seen with the same elongation at break.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung sowie ein entsprechendes Stahlband.
  • Insbesondere betrifft die Erfindung die Herstellung eines Stahlbandes aus einem manganhaltigen TRIP(TRansformation Induced Plasticity)- und/oder TWIP (TWinning Induced Plasticity)- Stahl mit hervorragender Kalt- und Halbwarmumformbarkeit, erhöhtem Widerstand gegen wasserstoffinduzierte verzögerte Rissbildung (delayed fracture), gegen Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) sowie gegen Flüssigmetallversprödung beim Schweißen.
  • Aus der europäischen Patentanmeldung EP 2 383 353 A2 ist ein manganhaltiger Stahl, ein Stahlflachprodukt aus diesem Stahl und ein Verfahren zur Herstellung dieses Stahlflachprodukts bekannt. Der Stahl weist eine Zugfestigkeit von 900 bis 1500 MPa auf und eine Bruchdehnung A80 von mindestens 4%. Die höchste beschriebene Bruchdehnung A80 liegt bei 8%. Des Weiteren besteht der Stahl aus den Elementen (Gehalte in Gewichtsprozent und bezogen auf die Stahlschmelze): C: bis 0,5; Mn: 4 bis 12,0; Si: bis zu 1,0; Al: bis zu 3,0; Cr: 0,1 bis 4,0; Cu: bis zu 4,0; Ni: bis zu 2,0; N: bis zu 0,05; P: bis zu 0,05; S: bis zu 0,01; sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Optional sind ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Nb, Ti" vorgesehen, wobei die Summe der Gehalte dieser Elemente höchstens gleich 0,5 ist. Für einen Mn-Gehalt von 5 und einen Al-Gehalt von 2 liegt die Summe bei 7. Das Gefüge dieses Stahlflachprodukts besteht aus 30 bis 100% Martensit, angelassenem Martensit oder Bainit, Rest Austenit. Dieser Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als hochmanganhaltige Stähle und gleichzeitig hohe Bruchdehnungswerte und damit einhergehend eine deutlich verbesserte Umformbarkeit besitzt. Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus dem vorbeschriebenen höherfesten manganhaltigen Stahl, umfasst die folgenden Arbeitsschritte: - Erschmelzen der vorbeschriebenen Stahlschmelze, - Erzeugen eines Ausgangsprodukts für ein anschließendes Warmwalzen, indem die Stahlschmelze zu einem Strang, von dem mindestens eine Bramme oder Dünnbramme als Ausgangsprodukt für das Warmwalzen abgeteilt wird, oder zu einem gegossenen Band vergossen wird, das als Ausgangsprodukt dem Warmwalzen zugeführt wird, - Wärmebehandeln des Ausgangsprodukts, um das Ausgangsprodukt auf eine Warmwalzstarttemperatur von 1150 bis 1000 °C zu bringen, - Warmwalzen des Ausgangsprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von höchstens 2,5 mm, wobei das Warmwalzen bei einer 1050 bis 800 °C betragenden Warmwalzendtemperatur beendet wird, - Haspeln des Warmbands zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von ≤ 700 °C. Optional kann das Warmband bei 250 bis 950°C geglüht, anschließend kaltgewalzt und wieder bei 450 bis 950°C geglüht werden. Auch wird im Anschluss an das Kalt- oder Warmwalzen des Stahlflachprodukts, dieses mit einem metallischen Korrosionsschutzüberzug oder einem organischen Überzug versehen.
  • Ferner sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 113 A1 bereits sogenannte TRIP-Stähle beschrieben, die ein überwiegend ferritisches Grundgefüge mit eingelagertem Restaustenit aufweisen, der während einer Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Der Mangangehalt des Stahlbandes beträgt 1,00 bis 2,25 Gewichtsprozent. Das Stahlband wird in einem Schmelzbad beschichtet und dressiert. Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der TRIP-Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. Zum Einsatz kommen TRIP-Stähle u. a. in Struktur-, Fahrwerks- und crashrelevanten Bauteilen von Fahrzeugen, als Blechplatinen, sowie als geschweißte Platinen.
  • Das europäische Patent EP 1 067 203 B1 offenbart ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes. Hierbei wird aus einer Stahlschmelze, die zumindest aus den Elementen (Gehalte in Gewichtsprozent) C: 0,001 bis 1,6; Mn: 6 bis 30; Al: bis 6; P: bis 0,2; S: bis 0,5; N: bis 0,3 sowie Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen besteht, ein dünnes Band mit einer Dicke von 1,5 mm bis 10 mm gegossen. Das dünne Band wird mit einem Reduktionsgrad zwischen 10 % und 60 % warmgewalzt, säuregebeizt, mit einem Reduktionsgrad zwischen 10 % und 90 % kaltgewalzt und für 1 bis 2 min bei 800 bis 850°C rekristallisationsgeglüht.
  • Aus dem japanischen Patent JP 3 317 303 B2 ist ein hochfestes Stahlband bekannt, das folgende Zusammensetzung in Gewichtsprozent aufweist: C: 0,05 - 0,3; Si: < 0,2; Mn: 0,5 - 4,0: P: ≤ 0,1; S: ≤ 0,1; Ni: 0 - 5,0; Al: 0,1 - 2,0 und N ≤ 0,01. Hierbei werden die folgenden Gleichungen erfüllt: Si + Al = 0,5; Mn + 1/3 Ni ≥ 1,0. Das Gefüge enthält ≥ 5 Volumen-% Restaustenit. In einem Vakuum-Laborofen wird eine Schmelze des vorbeschriebenen Stahls erschmolzen. Mittels Warmschmieden wird ein Versuchsblock mit einer Dicke von 25 mm hergestellt. Dieser wird dann auf 1250°C in einem Elektroofen für eine Stunde aufgeheizt. Anschließend erfolgt ein Warmwalzen bei 930 bis 1150°C, um eine Dicke des Stahlbandes von 5 mm zu erzielen. Für eine Haspelsimulation wird das Stahlband sofort auf 500°C abgekühlt und in einem Elektroofen bei dieser Temperatur für eine Stunde geglüht.
  • Ferner ist aus der Offenlegungsschrift US 2016/167157 A1 bereits eine Punktschweißverbindung von mindestens zwei Stahlblechen bekannt, wobei mindestens ein Blech aus einem aluminiumlegierten Stahl hergestellt ist. Dieser aluminiumlegierte Stahl umfassend in Gewichtsprozenten: 0,05 ≤ C ≤ 0,21 %; 4,0 ≤ Mn ≤ 7,0 %; 0,5 ≤ Al ≤ 3,5 %; Si ≤ 2,0 %; Ti ≤ 0,2 %; V ≤ 0,2 %; Nb ≤ 0,2 %; P ≤ 0,025 %; B ≤ 0,0035 %; S ≤ 0,004 %, wobei der Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen sind. Das aluminiumlegierte Stahlblech weist eine Fließgrenze oberhalb von oder gleich 600 MPa, eine Bruchfestigkeit oberhalb von oder gleich 1000 MPa und eine Gleichmaßdehnung oberhalb von oder gleich 15 % auf. Hierbei enthäl das Mikrogefüge des aluminiumlegierten Stahlblechs 20 % bis 50 % Austenit, 40 % bis 80 % geglühtes Ferrit und weniger als 25 % Martensit.
  • Die koreanische Offenlegungsschrift KR 2016 0003744 A und die hierzu parallele internationale Offenlegungsschrift WO 2014/180456 A1 offenbaren ein weiteres Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus einem Leichtbaustahl mit TRIP-/ TWIP-Eigenschaften durch Umformung eines Bleches, einer Platine oder eines Rohres in einer oder mehreren Stufen. Zur Erzielung einer besonders hohen Zähigkeit des Bauteils wird die Umformung bei einer den TRIP-/TWIP-Effekt vermeidenden Temperatur oberhalb Raumtemperatur bei 40 bis 160 °C durchgeführt. Eine besonders hohe Festigkeit des Bauteils wird dagegen durch die Umformung bei einer den TRIP-/TWIP-Effekt verstärkenden Temperatur unterhalb der Raumtemperatur bei -65 bis 0 °C erreicht.
  • Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes aus einem manganhaltigen TRIP- und/oder TWIP-Stahl mit Festigkeiten zwischen 1100 und 2200 MPa anzugeben, welches kostengünstig ist und wobei das Stahlband verbesserte Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung, insbesondere eine gute Kombination von Festigkeits- und Umformeigenschaften, erhöhten Widerstand gegen wasserstoffinduzierte verzögerte Rissbildung, gegen Wasserstoffversprödung und gegen Flüssigmetallversprödung aufweist. Des Weiteren soll ein höchstfestes und kostengünstiges Stahlband mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung bereitgestellt werden.
  • Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts, insbesondere unter Verwendung des vorgenannten Stahls, mit den Merkmalen des Anspruchs 1 und durch ein höchstfestes Stahlband mit den Merkmalen des Anspruchs 8 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den Unteransprüchen angegeben.
  • Erfindungsgemäß liefert ein Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes, umfassend die Schritte: - Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis < 8; Al: >1 bis 2,9; P: < 0,05; S: < 0,05; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): Si: 0,05 bis 0,7; Cr: 0,1 bis 3; Mo: 0,01 bis 0,9; Ti: 0,005 bis 0,3; B: 0,0005 bis 0,01 über die Prozessroute Hochofen-Stahlwerk oder den Lichtbogenofenprozess jeweils mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze; - Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens, - Erwärmung auf eine Walztemperatur von 1050 bis 1250°C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze heraus, - Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 12 bis 0,8 mm, mit einer Walzendtemperatur von 1050 bis 800°C,-Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 200 bis 800°C,-Beizen des Warmbandes, - Glühen des Warmbandes in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 min bis 48 h und Temperaturen von 540 °C bis 840 °C, - Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur in einem oder mehreren Walzstichen,-Glühen des Stahlbandes nach einem Kaltwalzen bei Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur in einer kontinuierlichen Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 bis 15 min und Temperaturen von 720 °C bis 840 °C oder mittels diskontinuierlicher Glühanlage bei einer Glühzeit von 30 min bis 48 h und Temperaturen von 550 °C bis 820 °C, - optionales elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken des Stahlbandes, ein kostengünstig hergestelltes Stahlband mit einer Festigkeit von 1100 bis 2200 MPa, einer guten Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften, sowie einem erhöhten Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung, gegen Wasserstoffversprödung und gegen Flüssigmetallversprödung, welches zusätzlich bei mechanischer Beanspruchung einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt aufweist.
  • Übliche Dickenbereiche für Vorband sind 1 mm bis 35 mm sowie für Brammen und Dünnbrammen 35 mm bis 450 mm. Vorzugsweise ist vorgesehen, dass die Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 12 mm bis 0,8 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 8 mm bis 0,8 mm warmgewalzt wird. Das erfindungsgemäße Kaltband hat eine Dicke von höchstens 3 mm, vorzugsweise 0,1 bis 1,4 mm.
  • Im Zusammenhang mit dem vorstehenden erfindungsgemäßen Verfahren wird ein endabmessungsnah mit dem Zwei-Rollen Gießverfahren erzeugtes Vorband mit einer Dicke von kleiner gleich 3 mm, vorzugsweise 1 mm bis 3 mm, bereits als Warmband verstanden. Das so als Warmband produzierte Vorband weist, bedingt durch die eingebrachte Umformung der beiden gegenläufigen Walzen, keine 100%-Gussstruktur auf. Ein Warmwalzen findet somit bereits inline während des Zwei-Rollen-Gießverfahrens statt, so dass ein separates Erwärmen und Warmwalzen optional entfallen kann.
  • Das Kaltwalzen des Warmbandes kann bei Raumtemperatur oder vorteilhaft bei erhöhter Temperatur vor dem ersten Walzstich in einem oder mehreren Walzstichen stattfinden.
  • Das Kaltwalzen bei erhöhter Temperatur ist vorteilhaft, um die Walzkräfte zu reduzieren und die Bildung von Verformungszwillingen (TWIP-Effekt) zu begünstigen. Vorteilhafte Temperaturen des Walzgutes vor dem ersten Walzstich betragen 60 bis 450°C.
  • Erfolgt das Kaltwalzen in mehreren Walzstichen ist es vorteilhaft, das Stahlband zwischen den Walzstichen auf eine Temperatur von 60 bis 450°C zwischen zu erwärmen bzw. herunter zu kühlen, da der TWIP-Effekt in diesem Bereich besonders vorteilhaft zum Tragen kommt. Je nach Walzgeschwindigkeit und Umformgrad kann sowohl ein Zwischenerwärmen, bspw. bei sehr niedrigen Umformgraden und Walzgeschwindigkeiten, als auch eine zusätzliche Kühlung, bedingt durch die Erwärmung des Werkstoffs bei schnellem Walzen und hohen Umformgraden, vorgenommen werden.
  • Nach einem Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur ist das Stahlband zur Wiederherstellung ausreichender Umformeigenschaften erfindungsgemäß in einer kontinuierlichen Glühanlage, insbesondere Durchlaufglühanlage, bei einer Glühzeit von 1 bis 15 min und Temperaturen von 720 °C bis 840 °C zu Glühen. Alternativ kann eine Glühung mittels diskontinuierlicher Glühanlage bei einer Temperatur von 550 °C bis 820 °C und einer Glühzeit von 30 min bis 48 h erfolgen. Falls zur Erzielung bestimmter Werkstoffeigenschaften erforderlich, kann dieser Glühvorgang auch bei dem bei erhöhter Temperatur gewalzten Stahlband erfolgen. Nach der Glühbehandlung wird das Stahlband vorteilhaft auf eine Temperatur von 250°C bis Raumtemperatur abgekühlt und anschließend, falls erforderlich, zur Einstellung der geforderten mechanischen Eigenschaften, im Zuge einer Alterungsbehandlung, auf eine Temperatur von 300 bis 450°C wieder aufgeheizt, bei dieser Temperatur für bis zu 5 min gehalten und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Alterungsbehandlung kann vorteilhaft in einer Durchlaufglühanlage durchgeführt werden.
  • Falls erforderlich, kann das Stahlband nach dem Kaltwalzen dressiert werden, wodurch die für die Endanwendung benötigte Oberflächenstruktur eingestellt wird. Das Dressieren kann beispielsweise mittels des Pretex®-Verfahrens erfolgen.
  • In einer vorteilhaften Weiterbildung erhält das so hergestellte Stahlband anstelle oder nach dem elektrolytischen Verzinken oder Feuerverzinken eine weitere Beschichtung auf organischer oder anorganischer Basis. Dies können zum Beispiel organische Beschichtungen, Kunststoffbeschichtungen oder Lacke oder anderweitige anorganische Beschichtungen wie beispielsweise Eisenoxidschichten sein.
  • Das erfindungsgemäß hergestellte Stahlband kann sowohl als Blech, Blechabschnitt oder Platine verwendet oder zu einem längs- oder spiralnaht geschweißtem Rohr weiterverarbeitet werden.
  • Weiterhin eignet sich das Stahlblech oder Stahlband besonders vorteilhaft für die Weiterverarbeitung zu einem Bauteil mittels Kalt- oder Halbwarmumformung zum Beispiel in der Automobilindustrie, im Infrastrukturbau und Maschinenbau.
  • Das Stahlband mit verbesserten Eigenschaften bei der Weiterverarbeitung weist einen TRIP/TWIP-Effekt auf, mit einem Gefüge (in Volumen-%) aus 10 bis 80% Austenit, 10 bis 90% Martensit, Rest Ferrit und Bainit mit einem Anteil von zusammen weniger als 20%. Hierbei liegt ein Anteil von mindestens 20 % des Martensits als angelassener Martensit und optional ein Anteil von > 10 % des Austenits in Form von Glüh- oder Verformungszwillingen vor.
  • Durch die erfindungsgemäßen Glühbehandlungen weist das Stahlband ein besonders feines Korn mit einer mittleren Korngröße der Phasenbestandteile auf:
    • Austenit: weniger als 500 nm
    • Martensit, Ferrit, Bainit: weniger als 650 nm.
  • Aufgrund der abschließenden Glühung des bei Raumtemperatur bzw. des bei erhöhten Temperaturen erzeugten Kaltbandes, liegt der Austenit in metastabilem Zustand und optional mit Verfomungszwillingen vor, wodurch er bei mechanischer Krafteinwirkung (bspw. Umformung) per TRIP-Effekt teilweise in Martensit umwandelt.
  • Der Austenitanteil des erfindungsgemäßen Stahles kann bei Anliegen mechanischer Spannungen teilweise oder vollständig in Martensit umwandeln (TRIP-Effekt).
  • Die erfindungsgemäße Legierung weist bei entsprechender mechanischer Beanspruchung zudem eine Zwillingsbildung bei plastischer Verformung auf (TWIP-Effekt). Wegen der durch den TRIP und/oder TWIP-Effekt induzierten starken Kaltverfestigung erreicht der Stahl hohe Werte an Bruchdehnung, insbesondere an Gleichmaßdehnung, und Zugfestigkeit.
  • Der erfindungsgemäße Stahl kann dann besonders vorteilhaft mittels Halbwarmumformen bei 60 bis 450°C umgeformt werden, da die Austenitstabilität bei diesen Temperaturen eine Umwandlung von Austenit in Martensit (TRIP-Effekt) zumindest teilweise unterdrückt, wobei 50 bis 100 % des Ausgangsaustenits erhalten bleiben und optional teilweise in Verformungszwillinge umwandeln (TWIP-Effekt). Die Verformungszwillinge können bei Raumtemperatur unter Aufwendung weiterer Energie in Martensit umwandeln (TRIP-Effekt, erhöhtes Energieaufnahmevermögen bspw. im Crash-Fall). Die verbliebene Restdehnung bis zum Bauteilversagen ist beim Halbwarmumformen im Vergleich zum Kaltumformen deutlich erhöht. Des Weiteren bewirkt die Verhinderung des TRIP-Effekts beim Halbwarmumformen eine deutliche Verbesserung gegenüber unerwünschten wasserstoffinduzierten Einflüssen (verzögerte Rissbildung, Wasserstoffversprödung). Auch bewirkt das Halbwarmumformen vorteilhaft eine Anhebung der 0,2 % Dehngrenze des umgeformten Materials, wodurch beispielsweise die Blechdicke vorteilhaft reduziert werden könnte.
  • Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lässt sich ein sehr kostengünstiges Stahlband erzeugen mit einem Legierungskonzept, bei dem neben Eisen nur die Elemente Kohlenstoff, Mangan und Aluminium erforderlich sind. Die erforderliche Glühbehandlung kann vorteilhaft mittels einer Durchlaufglühung erfolgen, was gegenüber einer Haubenglühung deutlich wirtschaftlicher ist.
  • Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Stahlband weist erfindungsgemäß eine Dehngrenze Rp0,2 von 300 bis 1550 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von 1100 bis 2200 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mehr als 4 bis 41% auf, wobei hohen Festigkeiten tendenziell niedrigere Bruchdehnungen zuzuordnen sind und umgekehrt:
    - Rm von über 1100 bis 1200 MPa: Rm x A80 ≥ 25000 bis zu 45000 MPa%
    - Rm von über 1200 bis 1400 MPa: Rm x A80 ≥ 20000 bis zu 42000 MPa%
    - Rm von über 1400 bis 1800 MPa: Rm x A80 ≥ 10000 bis zu 40000 MPa%
    - Rm von über 1800 MPa: Rm x A80 ≥ 7200 bis zu 20000 MPa%
  • Für die Bruchdehnungsuntersuchungen wurde gemäß DIN 50 125 ein Probekörper A80 verwendet.
  • Die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften werden dabei vorteilhaft durch den einsetzenden TRIP- und/oder TWIP-Effekt der erfindungsgemäßen Legierung verbessert.
  • Das erfindungsgemäß erzeugte Stahlband bietet eine gute Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften. Außerdem ist die Herstellung dieses erfindungsgemäßen Manganstahls mit mittlerem Mangangehalt (medium manganese steel) auf der Basis der Legierungselemente C, Mn, Al sehr kostengünstig.
  • Aufgrund des erhöhten Al-Gehalts weist der Stahl eine geringere spezifische Dichte im Vergleich zu anderen, niedrig Al-legierten Manganstählen mit mittleren Mangangehalten auf. Der erfindungsgemäße Manganstahl zeichnet sich außerdem durch einen erhöhten Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung (delayed fracture) und gegenüber Wasserstoffversprödung (hydrogen embrittlement) und Flüssigmetallversprödung beim Schweißen aus.
  • Die Verwendung des Begriffs "bis" in den Definitionen der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 bis 1 Gew.-%, bedeutet, dass die Eckwerte - im Beispiel 0,01 und 1 - mit eingeschlossen sind.
  • Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher eingegangen werden. Nachfolgend werden die positiven Effekte der erfindungsgemäß verwendeten Legierungselemente beschrieben.
  • Kohlenstoff C: Wird benötigt zur Bildung von Karbiden, stabilisiert den Austenit und erhöht die Festigkeit. Höhere Gehalte an C verschlechtern die Schweißeigenschaften und führen zur Verschlechterung der Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein maximaler Gehalt von weniger als 0,3 Gew.-% festgelegt wird. Um eine ausreichende Festigkeit des Werkstoffs zu erreichen, ist eine Mindestzugabe von 0,1 Gew.-% erforderlich.
  • Mangan Mn: Stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte kleiner 4 Gew.-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von 8 Gew.-% und mehr der Austenit zu stark stabilisiert wird und dadurch die Festigkeitseigenschaften, insbesondere die 0,2 % Dehngrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Bereich von 4 bis < 8 Gew.-% bevorzugt.
  • Aluminium AI: Ein Al-Gehalt von größer 1 Gew.-% verbessert die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, senkt die spezifische Dichte und beeinflusst das Umwandlungsverhalten der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte an Al von mehr als 2,9 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften. Auch verschlechtern höhere Al-Gehalte das Gießverhalten im Strangguss deutlich. Hierdurch entsteht ein höherer Aufwand beim Vergießen. Al-Gehalte von mehr als 1 Gew.-% verzögern die Ausscheidung von Karbiden in der erfindungsgemäßen Legierung. Daher wird ein maximaler Gehalt von 2,9 Gew.-% und ein minimaler Gehalt von mehr als 1 Gew.-% festgelegt.
  • Des Weiteren sollte für die Summe aus Mn und Al ein Mindestgehalt (in Gew.-%) von mehr als 6,5 und weniger als 10 eingehalten werden, um das gewünschte Umwandlungsverhalten sicherstellen zu können. Ein Gehalt an Mn + Al von 10 Gew.-% und mehr verschlechtert die Gießbarkeit, verringert damit das Ausbringen und erhöht somit die Kosten. Bei Gehalten von Mn + Al von 6,5 Gew.-% oder weniger kann keine ausreichende Austenitstabilität für das gewünschte Umwandlungsverhalten sichergestellt werden.
  • Silizium Si: Die optionale Zugabe von Si in Gehalten von mehr als 0,05 Gew.-% behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Des Weiteren konnte eine Verbesserung der Kaltwalzbarkeit durch Zulegieren von Si beobachtet werden. Gehalte von mehr als 0,7 Gew.-% führen zu einer Versprödung des Werkstoffs und beeinflussen die Warm- und Kaltwalzbarkeit sowie die Beschichtbarkeit beispielsweise durch Verzinken negativ. Daher wird ein maximaler Gehalt von 0,7 Gew.-% und ein minimaler Gehalt von 0,05 Gew.-% festgelegt.
  • Chrom Cr: Die optionale Zugabe von Cr verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit 3 Gew.-% festgelegt, da höhere Gehalte eine Verschlechterung der Dehnungseigenschaften zur Folge haben. Ein für die Wirksamkeit minimaler Cr-Gehalt wird mit 0,1 Gew.-% festgelegt.
  • Molybdän Mo: Die optionale Zugabe von Mo wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung. Gehalte an Mo von über 0,9 Gew.-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,9 Gew.-% und ein für eine ausreichende Wirksamkeit erforderlicher Minimalgehalt von 0,01 Gew.-% festgelegt wird.
  • Phosphor P: Ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark seigerungsanfällig ist und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen können Risse entlang der Korngrenzen beim Warmwalzen auftreten. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten um bis zu 300 °C herauf. Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf Werte kleiner 0,05 Gew.-% begrenzt.
  • Schwefel S: Ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt, wodurch die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften verschlechtert werden. Es wird daher versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefentschwefelung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf Werte kleiner 0,05 Gew.-% begrenzt.
  • Stickstoff N: Ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Er verbessert im gelösten Zustand bei höher manganhaltigen Stählen mit größer oder gleich 4 Gew.-% Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-legierte Stähle mit weniger als 4 Gew.-% mit freiem Stickstoff neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist beispielsweise durch Zulegieren von Aluminium oder Titan möglich, wobei sich insbesondere Aluminiumnitride negativ auf die Umformeigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung auswirken. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf weniger als 0,02 Gew.-% begrenzt.
  • Titan Ti: Wirkt als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden und vermindert die interkristalline Korrosion. Gehalte an Ti von über 0,3 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximagehalt an Ti von 0,3 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,005 festgelegt, um Stickstoff abzubinden und Ti vorteilhaft auszuscheiden.
  • Bor B: Verzögert die Austenitumwandlung, verbessert die Warmumformeigenschaften von Stählen und erhöht die Festigkeit bei Raumtemperatur. Es entfaltet seine Wirkung bereits bei sehr geringen Legierungsgehalten. Gehalte oberhalb 0,01 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften stark, weshalb der Maximalgehalt auf 0,01 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,0005 Gewichts-% festgelegt, um die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft zu nutzen.
  • Zur Untersuchung der mechanischen Eigenschaften von erfindungsgemäß hergestellten Stahlbändern aus einer beispielhaften Legierung 1 wurden Versuche durchgeführt. Die Legierung 1 enthält neben Eisen und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen auszugsweise die folgenden Elemente in den aufgeführten Gehalten in Gew.-%:
    Legierung C Mn Al Si
    Leg. 1 0,2 7,0 1,1 0,5
  • Die aus der vorgenannten Legierung 1 hergestellten Stahlbänder wurden zum Vergleich kaltgewalzt, d.h. bei Raumtemperatur und somit unter 50°C, und auch erfindungsgemäß bei 250°C gewalzt. Die gemessenen Walzkräfte sind nachfolgend angegeben:
    Legierung Walzkraft [kN] kumuliert - Kaltwalzen Walzkraft [kN] kumuliert - bei 250 °C Umformgrad (e=Δd/d0) [%] Walzkraftreduktion [%]
    Leg. 1 147000 52500 45 ca. 64
  • Unter kumulierter Walzkraft wird das Aufaddieren der Walzkräfte der einzelnen Stiche verstanden, um ein vergleichbares Maß für den Kraftaufwand zu erhalten. Die Walzkraft wurde auf eine Bandbreite von 1000 mm normiert. Der Umformgrad e ist definiert als Quotient der Dickenänderung Δd des untersuchten Stahlbandes durch die Anfangsdicke d0 des untersuchten Stahlbandes. Die Walzkraftreduktion ist die errechnete Verringerung der Walzkraft bei 250 °C im Vergleich mit der Walzkraft beim Kaltwalzen.
    • Auch wurde die Bruchdehnung A80 bestimmt:
  • Legierung Rp0,2 [MPa] Rm [MPa] Bruchdehnung A80 [%]
    Leg. 1 halbwarmgewalzt 250°C 1000 1250 18
    Leg. 1 Vergleich kaltgewalzt und geglüht (720°C_10min) 400 1180 18
  • Die Dehnungskennwerte stehen für die Dehnung in Walzrichtung. Zu erkennen ist eine deutliche Erhöhung der Dehngrenze bei gleicher Bruchdehnung.

Claims (13)

  1. Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlbandes mit einem TRIP/TWIP-Effekt, umfassend die Schritte:
    - Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis <8; AI: >1 bis 2,9; P: < 0,05; S: < 0,05; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): Si: 0,05 bis 0,7; Cr: 0,1 bis 3; Mo: 0,01 bis 0,9; Ti: 0,005 bis 0,3; B: 0,0005 bis 0,01 in einem Hochofen- oder Lichtbogenofenprozess mit optionaler Vakuumbehandlung der Schmelze;
    - Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
    - Erwärmung auf eine Walztemperatur von 1050 bis 1250°C oder Inlinewalzen aus der Gießhitze heraus,
    - Warmwalzen des Vorbandes oder der Bramme oder der Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 12 bis 0,8 mm, mit einer Walzendtemperatur von 1050 bis 800°C,
    - Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Temperatur von mehr als 200 bis 800°C,
    - Beizen des Warmbandes,
    - Glühen des Warmbandes in einer kontinuierlichen oder diskontinuierlichen Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 min bis 48 h und Temperaturen von 540 bis 840°C,
    - Kaltwalzen des Warmbandes bei Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur in einem oder mehreren Walzstichen,
    - Glühen des Stahlbandes nach einem Kaltwalzen bei Raumtemperatur oder erhöhter Temperatur in einer kontinuierlichen Glühanlage bei einer Glühzeit von 1 bis 15 min und Temperaturen von 720 °C bis 840 °C oder mittels diskontinuierlicher Glühanlage bei einer Glühzeit von 30 min bis 48 h und Temperaturen von 550 °C bis 820 °C,
    - optionales elektrolytisches Verzinken oder Feuerverzinken des Stahlbandes oder Aufbringen einer anderweitigen organischen oder anorganischen Beschichtung.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltwalzen bei einer Temperatur von 60 bis 450°C erfolgt.
  3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass beim Kaltwalzen in mehreren Walzstichen wahlweise eine Zwischenerwärmung oder Kühlung des Stahlbandes auf eine Temperatur von 60 bis 450°C zwischen den Walzstichen erfolgt.
  4. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband nach der Glühbehandlung auf eine Temperatur von unter 250°C bis Raumtemperatur abgekühlt und anschließend auf eine Temperatur von 300 bis 450°C wieder aufgeheizt, bei dieser Temperatur für bis zu 5 min gehalten und anschließend auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
  5. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband nach dem Kaltwalzen dressiert wird.
  6. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband nach dem elektrolytischen Verzinken oder Feuerverzinken eine weitere Beschichtung auf organischer oder anorganischer Basis erhält.
  7. Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband mittels Kalt- oder Halbwarmumformung zu einem Bauteil weiterverarbeitet wird, wobei die Halbwarmumformung bei einer Temperatur von 60 bis 450°C stattfindet.
  8. Höchstfestes Stahlband mit einem TRIP/TWIP-Effekt mit einer Legierungszusammensetzung, enthaltend (in Gewichts-%): C: 0,1 bis < 0,3; Mn: 4 bis <8; AI: >1 bis 2,9; P: < 0,05; S: < 0,05; N: < 0,02; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): Si: 0,05 bis 0,7; Cr: 0,1 bis 3; Mo: 0,01 bis 0,9; Ti: 0,005 bis 0,3; B: 0,0005 bis 0,01 und einem Gefüge (in Volumen-%) bestehend aus 10 bis 80% Austenit, 10 bis 90% Martensit, Rest Ferrit und Bainit mit einem Anteil von zusammen weniger als 20%, wobei der Stahl eine Zugfestigkeit Rm von 1100 bis 2200 MPa, eine 0,2 % Dehngrenze Rp0,2 von 300 bis 1550 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mehr als 4 bis 41 % aufweist.
  9. Höchstfestes Stahlband nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe der Gehalte an Mn und Al (in Gewichts-%) folgender Anforderung genügt: 6,5 < Mn+AI < 10 und/oder dass ein Anteil von mindestens 20 % des Martensits als angelassener Martensit vorliegt.
  10. Höchstfestes Stahlband nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass ein Anteil von > 10 % des Austenits in Form von Glüh- oder Verformungszwillingen vorliegt.
  11. Höchstfestes Stahlband nach mindestens einem der Ansprüche 8 bis 10 aufweisend eine mittlere Korngröße der Phasenbestandteile:
    - Austenit: weniger als 500 nm
    - Martensit, Ferrit, Bainit: weniger als 650 nm.
  12. Höchstfestes Stahlband nach mindestens einem der Ansprüche 8 bis 11, gekennzeichnet durch folgende Abhängigkeiten von Zugfestigkeit Rm in MPa und Bruchdehnung A80 in %: - Rm von über 1100 bis 1200 MPa: Rm x A80 ≥ 25000 bis zu 45000 MPa% - Rm von über 1200 bis 1400 MPa: Rm x A80 ≥ 20000 bis zu 42000 MPa% - Rm von über 1400 bis 1800 MPa: Rm x A80 ≥ 10000 bis zu 40000 MPa% - Rm von über 1800 MPa: Rm x A80 ≥ 7200 bis zu 20000 MPa%
  13. Höchstfestes Stahlband nach mindestens einem der Ansprüche 8 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband elektrolytisch verzinkt oder feuerverzinkt oder mit einer anderweitigen organischen oder anorganischen Beschichtung versehen ist, wobei bevorzugt das verzinkte Stahlband auf dem Verzinkungsüberzug eine weitere metallische, anorganische oder organische Beschichtung aufweist.
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