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EP1200635B1 - Höherfestes stahlband oder -blech und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Höherfestes stahlband oder -blech und verfahren zu seiner herstellung Download PDF

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Publication number
EP1200635B1
EP1200635B1 EP00956356A EP00956356A EP1200635B1 EP 1200635 B1 EP1200635 B1 EP 1200635B1 EP 00956356 A EP00956356 A EP 00956356A EP 00956356 A EP00956356 A EP 00956356A EP 1200635 B1 EP1200635 B1 EP 1200635B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel
steel sheet
steel band
band
sheet
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.)
Expired - Lifetime
Application number
EP00956356A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP1200635A1 (de
Inventor
Bernhard Engl
Thomas Gerber
Klaus Horn
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.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Stahl AG
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
Application filed by ThyssenKrupp Stahl AG filed Critical ThyssenKrupp Stahl AG
Publication of EP1200635A1 publication Critical patent/EP1200635A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP1200635B1 publication Critical patent/EP1200635B1/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
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    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
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    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the invention relates to a high-strength steel strip or sheet with a predominantly ferritic-martensitic Structure and a process for its production.
  • a well-formable steel band or sheet stands out due to high r-values, which stand for good deep drawability, high n-values for good stretchability and high, positive plane-strain properties indicating elongation values. Also characteristic of good stretchability is low Yield strength ratio, which is the quotient of Yield strength and tensile strength is formed.
  • DE 30 07 560 A describes a method for Manufacture of essentially ferrite and Known martensite existing hot-rolled sheet. The aim is to use a sheet steel with a lower one Yield strength, high tensile strength and excellent Deformability.
  • the object of the invention is a one High-strength steel strip made of dual-phase steel to create or sheet, which also after passage an annealing process including one Aging treatment good mechanical-technological Possesses properties. It is also intended to be a procedure for the production of such a strip or sheet can be specified.
  • a steel strip or sheet steel according to the invention has high strengths of at least 500 N / mm 2 with good formability at the same time, without the need for particularly high contents of certain alloying elements.
  • the invention makes use of the conversion-influencing effect of the element boron, which is already known per se in steels for hot-rolled strips and forgings.
  • the strength-increasing effect of boron is ensured by adding at least one alternative nitride former, preferably Al and additionally Ti, to the steel material according to the invention.
  • the effect of the addition of titanium and aluminum is that they bind the nitrogen contained in the steel, so that boron is available for the formation of hardness-increasing carbides. Supported by the necessary Cr content, a higher level of strength is achieved in this way than with comparable steels, which are composed in a conventional manner.
  • the yield strengths of a strip or sheet according to the invention are between 250 N / mm 2 and 350 N / mm 2 .
  • the tensile strengths are 500 N / mm 2 to more than 600 N / mm 2 , in particular up to 650 N / mm 2 .
  • a steel strip or sheet according to the invention thus has properties and features that could not previously be achieved for low-alloy steels.
  • steels according to the invention are their resistance to tempering effects. That in particular with conventionally composed two-phase steels existing problem that the martensite share in a Aging treatment is left on and on it Way to a decrease in strength comes at steels according to the invention composed by the Avoid presence of chrome.
  • the Al content can be limited to a range of 0.02-0.05 mass%.
  • the nitrogen contained in the steel is not only offered as Al as a nitride former, but there is also a sufficient amount of Ti for the stoichiometric setting of the nitrogen. If, on the other hand, there is no Ti in the steel, the Al content of the steel strip or sheet should be from 0.1 to 0.4% by mass. The presence of aluminum and / or titanium initially results in the formation of relatively coarse-grained TiN and / or AlN.
  • One way of producing an inventive Steel strip or sheet consists of the steel strip or sheet by cold rolling a hot strip produce.
  • a thin hot strip can also be used without further cold rolling to an inventive Steel strip can be processed, provided its thickness for the Further processing is sufficiently reduced.
  • Such one Hot strip can, for example, on a casting and rolling line are produced in which a cast steel strand immediately rolled into a hot strip of small thickness becomes.
  • the above task with regard to Manufacturing process solved in that the steel strip or - subjected to an annealing treatment in the continuous furnace at which the annealing temperature is between 750 ° C and 870 ° C, preferably between 750 ° C and 850 ° C, and that the annealed steel strip or sheet is then from the annealing temperature with a cooling rate of cooled at least 20 ° C / s and at most 100 ° C / s becomes.
  • the method according to the invention can be based on a C-Mn steel, the boron and at least Al and possibly in addition, Ti is added as a nitride former Manufacture steel band, which also under the specified Annealing and cooling conditions the desired high Has a martensite content of around 5% to 20%.
  • a nitride former Manufacture steel band which also under the specified Annealing and cooling conditions the desired high Has a martensite content of around 5% to 20%.
  • the boron freely dissolved in the lattice ensures that the formation of martensite even at low Cooling rates set in such a way that a predominant ferrite / martensite structure with the dual-phase characteristic combinations are created.
  • Table 1 shows the alloy contents and the technological-mechanical parameters A RE (yield strength), R eL (lower yield strength), R m (tensile strength), R eL / R m (yield strength ratio ) and A 80 (elongation at break) for steel strips A1 according to the invention. A4 specified. In the same table, the corresponding information on comparative steel strips B1 - B5, C1 - C5, D1 - D4 and E1 are compared.
  • Comparative steel strips B1 - B5 are the Mn content of 1.5 - 2.4 mass% to influence the Conversion behavior has been used.
  • Comparative steel strips C1 - C5 is one for the same purpose Element combinations of Si (around 0.4 mass%) and Mn (1.5 - 2.4 mass%) and in the case of the comparative steel strips D1 - D4 a combination of the Si contents (up to 0.7 Mass%), Mn (1.2 - 1.6 mass%) and Cr (0.5 mass%) been used.
  • the comparison steel strip is E1 additional Mo provided.
  • the respective cold-rolled steel strip became one Continuous annealing, which takes place at a Standard procedure with aging for low-alloy, oriented towards soft steels.
  • Essential characteristics of this Glow and aging treatments were one Annealing temperature during continuous annealing of 800 ° C and a two-part cooling with final Pass through the aging zone. The cooling took place initially to 550 - 600 ° C with a cooling rate of approx. 20 ° C / s. Then with one Cooling rate from approx. 50 ° C / s to 400 ° C cooled.
  • the final aging treatment consisted of holding in the temperature range of 400-300 ° C for 150 s.
  • the mechanical-technological characteristic values given in Table 1 for the steel strips A1 to A4 produced according to the invention after conventional continuous annealing in the undressed state demonstrate the advantageous properties of the steel strips or sheets produced according to the invention in comparison with the additionally stated high-strength alloy concepts of the comparative steel strips.
  • the absence of an elongation limit in the undressed state in the steel strips according to the invention clearly indicates the favorable ferrite / martensite structure.
  • the yield strengths are below 300 N / mm 2 and the strength values between 530 N / mm 2 and 630 N / mm 2 .
  • the respective steel strip A1 - A4 exhibits good hardening behavior in the case of plastic deformation, which is also manifested in a very low yield strength ratio (R e / R m ⁇ 0.5).
  • the elongation at break values for strengths of 540 - 580 N / mm 2 are between 27 and 30%; for approx. 630 N / mm 2 with a still good 25%.
  • the overall mechanical properties are isotropic.
  • Table 2 shows the alloy contents and the technological-mechanical parameters A RE (yield strength), R eL (lower yield strength), R m (tensile strength), R eL / R m (yield strength ratio ) and A 80 (elongation at break) for a steel strip F1 according to the invention specified.
  • a RE yield strength
  • R eL lower yield strength
  • R m tensile strength
  • R eL / R m yield strength ratio
  • a 80 elongation at break
  • the cold-rolled steel strip F1 is then annealed and passed through a hot dip galvanizing line.
  • the annealing was carried out at 870 ° C. Connected to it a hold phase at 480 ° C for 60 seconds.
  • the Zinc bath temperature was 460 ° C.
  • the operating conditions are given in detail in Table 3.
  • the Properties of the so hot-dip coated, finally trained steel strips F1 are in the range the properties of the invention, in Table 1 specified values.
  • Table 4 also shows the alloy contents and the technological-mechanical parameters A RE (yield strength), R eL (lower yield strength), R m (tensile strength), R eL / R m (yield strength ratio ) and A for steel strips G1 1 -G1 4 according to the invention 80 (elongation at break) for steel strips A1-A4 according to the invention.
  • the steel strips G1 1 -G1 4 are each produced based on a steel of identical composition and have been subjected to a conventional hot and cold rolling process.
  • the cold-rolled steel strips G1 1 and G1 2 have undergone a continuous annealing treatment, while the steel strips G1 3 and G1 4 have been subjected to a hot-dip galvanizing treatment.
  • the respective operating conditions are given in Table 5.
  • annealing temperatures of 780 - 800 ° C the tensile strengths of the steel strips G1 1 -G1 4 are around 500 N / mm 2 .
  • the start of the flow is largely free of yield stress (A RE ⁇ 1.0%).

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Description

Die Erfindung betrifft ein höherfestes Stahlband oder - blech mit einem überwiegend ferritisch - martensitischen Gefüge und ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Im Rahmen der Verwendung von Stahlbändern und Stahlblechen der voranstehend genannten Art werden ständig höher werdende Anforderungen an die Vielseitigkeit der Verwendbarkeit und die Gebrauchseigenschaften gestellt. So werden immer bessere mechanische Eigenschaften derartiger Stahlbänder und - bleche verlangt. Dies betrifft insbesondere das Umformvermögen derartiger Materialien.
Ein gut umformbares Stahlband oder -blech zeichnet sich durch hohe, für eine gute Tiefziehbarkeit stehende r-Werte, hohe, für eine gute Streckziehbarkeit stehende n-Werte und hohe, positive plane-strain-Eigenschaften anzeigende Dehnungswerte aus. Ebenso kennzeichnend für eine gute Streckziehbarkeit ist ein niedriges Streckgrenzenverhältnis, welches aus dem Quotient von Streckgrenze und Zugfestigkeit gebildet wird.
Zu der allgemeinen Forderung nach zunehmenden Festigkeiten kommen ebenfalls zunehmende Anstrengungen im Bereich des Leichtbaus. In diesem Gebiet werden zum Zwecke der Gewichtsersparnis Bleche mit verringerten Blechdicken eingesetzt. Der mit der Reduzierung der Blechdicke konstruktionsbedingt einhergehende Festigkeitsverlust kann durch eine Steigerung der Festigkeit der Bleche selbst ausgeglichen werden. Allerdings zieht eine Steigerung der Festigkeit naturgemäß eine Abnahme der Umformbarkeit nach sich. Vorrangiges Ziel der Weiterentwicklung von Werkstoffen der hier in Rede stehenden Art ist daher die Steigerung der Festigkeiten bei gleichzeitig möglichst geringer Abnahme der Umformbarkeit.
Zahlreiche höherfeste, mikrolegierte oder P-legierte Stähle mit guter Kaltumformbarkeit sind in den Stahl-Eisen-Werkstoffblättern 093 und 094 angegeben. Zum Teil weisen diese Stähle Bake-Hardening-Eigenschaften auf. Letztere lassen sich insbesondere durch Anwendung eines Durchlaufglühverfahrens erzielen, welches gegebenenfalls mit einem Schmelztauchveredelungsverfahren gekoppelt wird.
Zudem hat man in der Praxis erfolgreich versucht, die Festigkeit von Stählen bei gleichzeitig deutlich höherer Umformbarkeit durch eine Erhöhung der Legierungsgehalte zu steigern. Ergänzend oder alternativ konnten diese Eigenschaften durch beschleunigte Abkühlraten während des Warmwalzprozesses oder Durchlaufglühprozesses verbessert werden. Der Nachteil dieser Vorgehensweise besteht jedoch darin, daß durch die erhöhten Gehalte an Legierungselementen und die Einrichtung und den Betrieb der erforderlichen Kühleinrichtungen hohe Kosten verursacht werden.
Herkömmliche Durchlaufglühanlagen für Feinblech sind hinter dem Glüh- und Abkühlteil mit einem Überalterungsofen ausgestattet. In einer solchen Überalterungszone findet eine "Überalterung" des Stahlbandes oder -blechs statt, indem das verarbeitete Stahlband oder -blech in einem Temperaturbereich ≤ 500 °C gehalten wird. Dieses Halten bei einer Temperatur von bis zu 500 °C bewirkt bei niedrig legierten, weichen Stählen eine weitgehende Ausscheidung gelösten Kohlenstoffs als Karbid. Durch diese Ausscheidung von Karbid werden die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Stahlbandes oder -blechs positiv beinflußt. Bei der Herstellung von Dual-Phasen-Stählen in Durchlaufglühanlagen kann es jedoch beim Durchlaufen der Überalterungszone zu unerwünschten Anlasseffekten im Martensit kommen.
Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der WO 98 41664 A ein Dualphasenstahl mit 3 bis 50 Vol.-% Martensit bekannt, der sich vor allem durch gute dynamische Deformations-Eigenschaften auszeichnet. Es werden dabei eine hohe dynamische Verformungsfestigkeit und ein hoher Kaltverfestigungs-Koeffizient angestrebt.
Desweiteren ist aus der DE 30 07 560 A ein Verfahren zur Herstellung eines im wesentlichen aus Ferrit und Martensit bestehenden warmgewalzten Blechs bekannt. Angestrebt wird dabei ein Stahlblech mit niedriger Streckspannung, hoher Zugfestigkeit und ausgezeichnetem Formänderungsvermögen.
Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein aus einem Dual-Phasen-Stahl hergestelltes höherfestes Stahlband oder -blech zu schaffen, welches auch nach Durchlauf eines Glühprozesses unter Einschluß einer Überalterungsbehandlung gute mechanisch-technologische Eigenschaften besitzt. Darüber hinaus soll ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Bandes oder Blechs angegeben werden.
Diese Aufgabe wird einerseits durch ein höherfestes Stahlband oder -blech mit einem überwiegend ferritisch - martensitischen Gefüge, an welchem der Martensitanteil zwischen 4 % bis 20 % beträgt, gelöst, der neben Fe und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen (in Masse-%)
C 0,05 - 0,2 %,
Si ≤ 1,0 %,
Mn 0,8 - 2,0 %,
P ≤ 0,1 %,
S ≤ 0,015 %,
N ≤ 0,005 %,
Cr 0,25 - 1,0 %,
B 0,002 - 0,01 % und
Al 0,02 - 0,4 % sowie
wahlweise Ti,
enthält,
wobei für Al-Gehalte von 0,02- 0,06 % der Ti-Gehalt mindestens 2,8 x AN, mit AN = Gehalt an N, beträgt und
   wobei der Al-Gehalt 0,1 - 0,4 % beträgt, wenn kein Ti vorhanden ist.
Ein erfindungsgemäßes Stahlband oder Stahlblech weist hohe Festigkeiten von mindestens 500 N/mm2 bei gleichzeitig gutem Umformvermögen auf, ohne daß dazu besonders hohe Gehalte an bestimmten Legierungselementen erforderlich sind. Zur Steigerung der Festigkeit greift die Erfindung auf den an sich schon bei Stählen für warmgewalzte Bänder und Schmiedeteile bekannten umwandlungsbeeinflussenden Effekt des Elementes Bor zurück. Die festigkeitssteigernde Wirkung des Bors wird dabei dadurch sichergestellt, daß dem Stahlwerkstoff erfindungsgemäß mindestens ein alternativer Nitridbildner, vorzugsweise Al und ergänzend Ti, beigegeben wird. Die Wirkung der Zugabe an Titan und Aluminium besteht darin, daß sie den im Stahl enthaltenen Stickstoff binden, so daß Bor zur Bildung von härtesteigernden Karbiden zur Verfügung steht. Unterstützt durch den notwendig vorhandenen Cr-Gehalt wird auf diese Weise ein höheres Festigkeitsniveau erreicht als bei vergleichbaren Stählen, die in konventioneller Weise zusammengesetzt sind.
Wie erwähnt, ist die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor in Stählen im Stand der Technik im Zusammenhang mit der Herstellung von Warmband oder Schmiedeteilen schon diskutiert worden. So beschreibt beispielsweise die deutsche Offenlegungsschrift DE 197 19 546 A1 ein Warmband höchster Festigkeit, welchem wahlweise Ti in einer Menge zulegiert wird, die für eine stöchiometrische Abbindung des im Stahl vorhandenen Stickstoffs ausreicht. Auf diese Weise wird der ebenfalls zugegebene Anteil an Bor vor der Bindung an Stickstoff geschützt. Damit kann das Bor ungehindert zur Festigkeitssteigerung und Durchhärtbarkeit des Stahls beitragen. Des weiteren wird in der deutschen Offenlegungsschrift DE 30 07 560 A1 die Herstellung eines höherfesten, warmgewalzten Dualphasen-Stahles beschrieben, dem Bor in einem Anteil von 0,0005 bis 0,01 Gewichts-% zugegeben ist. Der Zweck der Bor-Zugabe besteht in diesem Fall in der Verzögerung der Ferrit-Perlit-Umwandlung.
Überraschend hat sich herausgestellt, daß bei einem erfindungsgemäßen höherfesten Stahlband oder Stahlblech der Anteil des Martensit auch dann erhalten bleibt, wenn das betreffende Material nach dem Kaltwalzen einer Glühbehandlung mit nachfolgender Abkühlung und Überalterung oder einer Schmelztauchveredelung ausgesetzt wird. Die Streckgrenzen eines erfindungsgemäßen Bandes oder Blechs liegen zwischen 250 N/mm2 und 350 N/mm2. Die Zugfestigkeiten betragen 500 N/mm2 bis mehr als 600 N/mm2, insbesondere bis 650 N / mm2. Das Material ist im undressierten Zustand praktisch streckgrenzdehnungsfrei (ARE ≤ 1,0). Ein erfindungsgemäßes Stahlband oder -blech weist damit Eigenschaften und Merkmale auf, wie sie bislang für niedrig legierte Stähle nicht erreicht werden konnten.
Ein weiterer Vorteil erfindungsgemäßer Stähle besteht in ihrer Beständigkeit gegen Anlaßeffekte. Das insbesondere bei herkömmlich zusammengesetzten Zweiphasenstählen bestehende Problem, daß der Martensitanteil bei einer Überalterungsbehandlung angelassen wird und es auf diese Weise zu einer Abnahme der Festigkeit kommt, wird bei erfindungsgemäß zusammengesetzten Stählen durch die Anwesenheit von Chrom vermieden.
Bevorzugt weist ein erfindungsgemäßes Stahlband oder - blech zusätzlich einen Ti-Gehalt von mindestens 2,8 x AN, mit AN = Anteil an N in Masse-%, auf. Dabei kann der Al-Gehalt auf einen Bereich von 0,02 - 0,05 Masse-% beschränkt werden. Bei dieser Ausgestaltung der Erfindung wird dem im Stahl enthaltenen Stickstoff nicht nur Al als Nitridbildner angeboten, sondern es ist eine für die stöchiometrische Abbindung des Stickstoffs ausreichende Menge an Ti vorhanden. Ist dagegen im Stahl kein Ti vorhanden, so sollte der Al-Gehalt des Stahlbandes oder -blechs von 0,1 bis 0,4 Masse-% betragen. Durch die Anwesenheit von Aluminium und/oder Titan bildet sich bei Abkühlung zunächst verhältnismäßig grobkörniges TiN und/oder AlN. Da Titan und Aluminium affiner zu Stickstoff sind als Bor, steht der vorhandene Borgehalt für die Karbidbildung zur Verfügung. Dies beeinflußt die mechanischen Eigenschaften erfindungsgemäßer Stähle günstiger als dies der Fall ist, wenn bei Abwesenheit von ausreichenden Titan- oder Aluminiumgehalten beispielsweise zunächst feinkörniges BN ausgeschieden wird.
Eine Möglichkeit der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlbandes oder -blechs besteht darin, das Stahlband oder -blech durch Kaltwalzen eines Warmbandes zu erzeugen. Alternativ kann jedoch auch ein dünnes Warmband ohne weiteres Kaltwalzen zu einem erfindungsgemäßen Stahlband verarbeitet werden, sofern seine Dicke für die Weiterverarbeitung ausreichend reduziert ist. Ein solches Warmband kann beispielsweise auf einer Gießwalzanlage hergestellt werden, in welcher ein gegossener Stahlstrang unmittelbar zu einem Warmband geringer Dicke ausgewalzt wird. Unabhängig davon, welcher Weg der Herstellung des Stahlbandes oder -blechs beschritten wird, wird die voranstehend genannte Aufgabe hinsichtlich des Herstellverfahrens dadurch gelöst, daß das Stahlband oder -blech im Durchlaufofen einer Glühbehandlung unterzogen wird, bei der die Glühtemperatur zwischen 750 °C und 870 °C, vorzugsweise zwischen'750 °C und 850 °C, liegt, und daß das geglühte Stahlband oder -blech anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von wenigstens 20 °C / s und höchstens 100 °C / s abgekühlt wird.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren läßt sich auf Basis eines C-Mn-Stahls, dem Bor und mindestens Al und ggf. ergänzend Ti als Nitridbildner zugegeben ist, ein Stahlband herstellen, das auch unter den angegebenen Glüh- und Abkühlbedingungen den gewünscht hohen Martensitanteil von rund 5 % bis 20 % besitzt. Anders als bei herkömmlicher Vorgehensweise ist es dazu nicht erforderlich, das Stahlband oder Stahlblech zur Bildung von Martensit im Gefüge nach dem Durchlaufglühen mit einer hohen Abkühlgeschwindigkeit abzukühlen. Statt dessen gewährleistet das im Gitter frei gelöste Bor, daß die Martensitbildung auch bei niedrigen Abkühlgeschwindigkeiten derart einsetzt, daß ein überwiegendes Ferrit-/ Martensitgefüge mit den dualphasentypischen Eigenschaftskombinationen entsteht. Es ist festgestellt worden, daß dieser Effekt schon bei einem Anteil von 0,002 bis 0,005 % Bor wirksam ist. Somit ermöglicht die Erfindung die Herstellung eines höherfesten Stahlbandes oder Stahlblechs, ohne daß dazu kostenaufwendige Vorrichtungen zum Abkühlen eingesetzt oder große Mengen an Legierungselementen verwendet werden müssen.
Des weiteren ist festgestellt worden, daß erfindungsgemäß erzeugte Stähle keine nennenswerten Eigenschaftsverschlechterungen durch Anlaßeffekte im Martensit beim Durchlauf der Überalterung erfahren. In solchen Fällen, in denen keine Schmelztauchveredelung des Stahlbandes oder -blechs durchgeführt wird, kann die Überalterung bis zu 300 s dauern und die Behandlungstemperatur 300 °C bis 400 °C betragen. Wird dagegen eine Schmelztauchveredelung, beispielsweise eine Feuerverzinkung, durchgeführt, so sollte die Haltedauer während einer möglichen Überalterung beim Verzinken bis zu 80 s betragen und die Behandlungstemperatur zwischen 420 °C und 480 °C liegen. Darüber hinaus können die Eigenschaften eines erfindungsgemäß erzeugten, verzinkten Stahlbandes oder -blechs noch dadurch verbessert werden, daß nach der Verzinkung eine an sich bekannte "Galvannealing"-Behandlung durchgeführt wird. Bei einer derartigen Behandlung wird feuerverzinktes Blech oder Band nach dem Schmelztauchen geglüht. Je nach Anwendungsfall kann es darüber hinaus zweckmäßig sein, das Stahlband oder -blech abschließend zu dressieren.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
In Tabelle 1 sind die Legierungsgehalte und die technologisch-mechanischen Kennwerte ARE (Streckgrenzdehnung), ReL (untere Streckgrenze), Rm (Zugfestigkeit), ReL/Rm (Streckgrenzverhältnis) und A80 (Bruchdehnung) für erfindungsgemäße Stahlbänder A1 - A4 angegeben. Dem gegenübergestellt sind in derselben Tabelle die entsprechenden Angaben zu Vergleichsstahlbändern B1 - B5, C1 - C5, D1 - D4 und E1.
Bei allen in Tabelle 1 angegebenen erfindungsgemäßen und zum Vergleich angegebenen Stahlbändern A1 - E1 liegt der C-Gehalt zwischen 0,07 und 0,08 Masse-%. Bei den angeführten Vergleichsstahlbändern B1 - B5 ist der Mn-Gehalt von 1,5 - 2,4 Masse-% zur Beeinflussung des Umwandlungsverhaltens herangezogen worden. Im Fall der Vergleichsstahlbänder C1 - C5 ist zum selben Zweck eine Elementenkombinationen aus Si (um 0,4 Masse-%) und Mn (1,5 - 2,4 Masse-%) und im Fall der Vergleichsstahlbänder D1 - D4 eine Kombination der Gehalte an Si (bis 0,7 Masse-%), Mn (1,2 - 1,6 Masse-%) und Cr (0,5 Masse-%) benutzt worden. Beim Vergleichsstahlband E1 ist zusätzlich Mo vorgesehen.
Bei den erfindungsgemäßen Stahlbändern A1-A4 ist neben dem ebenfalls eingesetzten Si (bis 1,0 Masse-%) und Mn (0,8 - 1,5 Masse-%) die stark umwandlungsverzögernde Eigenschaft des Bors genutzt worden. Um die Bildung von Bor-Nitriden zu vermeiden, wurde mit Ti als Nitridbildner der Stickstoff abgebunden. Der zu diesem Zweck vorhandene Ti-Gehalt lag bei N-Gehalten von 0,004 bis 0,005 Masse-% um 0,03 Masse-%, während der B-Gehalt ca. 0,003 Masse-% betrug.
Nach der Erschmelzung der Stähle A1 - A4 und dem Gießen jeweils einer Bramme erfolgte eine Erwärmung der jeweiligen Bramme auf 1170 °C. Dann wurde aus der erwärmten Bramme ein Warmband mit einer Dicke von 4,2 mm gewalzt. Die Endwalztemperatur lag bei 845 - 860 °C. Das Warmband wurde anschließend bei einer Temperatur von 620 °C gehaspelt, wobei die mittlere Coilabkühlung 0,5 °C/min betrug. Anschließend wurde das Warmband gebeizt und auf eine Dicke von 1,25 mm kaltgewalzt.
Das jeweilige kaltgewalzte Stahlband wurde einer Durchlaufglühung unterzogen, die sich an einer Standardfahrweise mit Überalterung für niedriglegierte, weiche Stähle orientierte. Wesentliche Kennzeichen dieser Glüh- und Überalterungsbehandlung waren eine Glühtemperatur während des Durchlaufglühens von 800 °C und eine zweigeteilte Abkühlung mit abschließendem Durchlaufen der Überalterungszone. Die Abkühlung erfolgte zunächst auf 550 - 600 °C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 20 °C / s. Anschließend wurde mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 50 °C / s auf 400 °C abgekühlt. Die abschließende Überalterungsbehandlung bestand in einem Halten im Temperaturbereich von 400 -300 °C für eine Zeit von 150 s.
Die in Tabelle 1 für die erfindungsgemäß hergestellten Stahlbänder A1 bis A4 angegebenen mechanisch-technologischen Kennwerte nach einer herkömmlichen Durchlaufglühung im undressierten Zustand belegen die vorteilhaften Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Stahlbänder bzw. -bleche im Vergleich mit den zusätzlich aufgeführten höherfesten Legierungskonzepten der Vergleichsstahlbänder. Das Fehlen einer Streckgrenzdehnung im undressierten Zustand bei den erfindungsgemäßen Stahlbändern weist deutlich auf die günstige Ferrit/Martensit-Gefügeausbildung hin. Die Dehngrenzen liegen unter 300 N/mm2 und die Festigkeitswerte zwischen 530 N/mm2 und 630 N/mm2. Hierdurch zeigt das jeweilige Stahlband A1 - A4 bei plastischer Verformung ein gutes Verfestigungsverhalten, was sich auch in einem sehr niedrigen Streckgrenzverhältnis (Re/Rm < 0,5) äußert. Die Bruchdehnungswerte liegen für Festigkeiten von 540 - 580 N/mm2 zwischen 27 und 30 %; für ca. 630 N/mm2 bei immer noch guten 25 %. Die mechanischen Eigenschaften sind insgesamt isotrop.
Alle Vergleichsstahlbänder mit Festigkeiten, welche auf dem Niveau erfindungsgemäßer Stahlbänder liegen, zeigen in der überwiegenden Zahl der Fälle schlechtere Dehnungswerte bei vor allem deutlich angehobenen Streckgrenzendehnwerten. Dies bringt ein ungünstigeres Verfestigungsverhalten mit sich.
Bei den Vergleichsstahlbändern läßt sich nur durch sehr hohe Mn-Gehalte von mehr als 2,1 Masse-%
(Vergleichsstahlbänder B4, B5, C5)
Streckgrenzdehnungsfreiheit realisieren. Auch sind deutlich höhere Festigkeitswerte feststellbar. Gleichzeitig werden allerdings ungünstigere Streckgrenzdehnungsverhältnisse und geringere Dehnungen erreicht.
In Tabelle 2 sind die Legierungsgehalte und die technologisch-mechanischen Kennwerte ARE (Streckgrenzdehnung), ReL (untere Streckgrenze), Rm (Zugfestigkeit), ReL/Rm (Streckgrenzverhältnis) und A80 (Bruchdehnung) für ein erfindungsgemäßes Stahlband F1 angegeben. Zur Herstellung des Stahlbands F1 ist zunächst ein Ti-B-legierter C-Mn-Stahl erschmolzen und nachfolgend in herkömmlicher Weise warm- und kaltgewalzt worden.
Anschließend ist das kaltgewalzte Stahlband F1 geglüht und durch eine Feuerverzinkungsanlage geleitet worden.
Die Glühung wurde bei 870 °C durchgeführt. Daran schloß sich eine Haltephase bei 480 °C für 60 Sekunden an. Die Zinkbadtemperatur betrug 460 °C. Die Betriebsbedingungen sind im einzelnen in Tabelle 3 angegeben. Die Eigenschaften des derart schmelztauchveredelten, abschließend dressierten Stahlbands F1 liegen im Bereich der Eigenschaften der erfindungsgemäßen, in Tabelle 1 angegebenen Werte.
In Tabelle 4 sind auch für erfindungsgemäße Stahlbänder G11 -G14 die Legierungsgehalte und die technologisch-mechanischen Kennwerte ARE (Streckgrenzdehnung), ReL (untere Streckgrenze), Rm (Zugfestigkeit), ReL/Rm (Streckgrenzverhältnis) und A80 (Bruchdehnung) für erfindungsgemäße Stahlbänder A1 - A4 angegeben. Die Stahlbänder G11 -G14 sind jeweils basierend auf einem Stahl identischer Zusammensetzung erzeugt und einem herkömmlichen Warm- und Kaltwalzprozeß unterzogen worden.
Die kaltgewalzten Stahlbänder G11 und G12 haben eine Durchlaufglühbehandlung durchlaufen, während die Stahlbänder G13 und G14 einer Feuerverzinkungsbehandlung unterzogen worden sind. Die jeweiligen Betriebsbedingungen sind in Tabelle 5 angegeben. Bei Glühtemperaturen von 780 - 800 °C liegen die Zugfestigkeiten der Stahlbänder G11 -G14 bei etwa 500 N/mm2. Der Fließbeginn ist weitgehend streckgrenzdehnungsfrei (ARE ≤ 1,0%).
Figure 00140001
Figure 00150001
Figure 00160001

Claims (11)

  1. Höherfestes Stahlband oder -blech mit einem überwiegend ferritisch - martensitischen Gefüge, an welchem der Martensitanteil zwischen 4 % bis 20 % beträgt, enthaltend neben Fe und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen (in Masse-%) C 0,05 - 0,2 %, Si ≤ 1,0 %, Mn 0,8 - 2,0 %, P ≤ 0,1 %, S ≤ 0,015 %, N ≤ 0,005 %, Cr 0,25 - 1,0 %, B 0,002 - 0,01 % und Al 0,02 - 0,4 % sowie
    wahlweise Ti,
    wobei für Al-Gehalte 0,02- 0,06 % der Ti-Gehalt mindestens 2,8 x AN, mit AN = Gehalt an N, beträgt und
    wobei der Al-Gehalt 0,1 - 0,4 % beträgt, wenn kein Ti vorhanden ist.
  2. Stahlband oder -blech nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sein Al-Gehalt 0,02 - 0,05 Masse-% beträgt.
  3. Stahlband oder -blech nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß sein B-Gehalt 0,002 bis 0,005 Masse-% beträgt.
  4. Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes oder -blechs nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem das Stahlband oder -blech durch Kaltwalzen eines Warmbandes erzeugt wird, dadurch gekennzeichnet,daß das kaltgewalzte Stahlband oder -blech im Durchlaufofen einer Glühbehandlung unterzogen wird, bei der die Glühtemperatur zwischen 750 °C und 870 °C, vorzugsweise zwischen 750 °C und 850 °C, liegt, und d a ß das geglühte Stahlband oder -blech anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von wenigstens 20 °C / s und höchstens 100 °C / s abgekühlt wird.
  5. Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes oder -blechs nach einem der Ansprüche 1 bis 3, bei dem das Stahlband oder -blech durch Glühen eines dünnen Warmbandes erzeugt wird, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlband oder -blech als dünnes Warmband im Durchlaufofen einer Glühbehandlung unterzogen wird, bei der die Glühtemperatur zwischen 750 °C und 870 °C, vorzugsweise zwischen 750 °C und 850 °C, liegt, und daß das geglühte Stahlband oder -blech anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von wenigstens 20 °C / s und höchstens 100 °C / s abgekühlt wird.
  6. Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß das durchlaufgeglühte, abgekühlte Stahlband oder -blech eine Überalterungszone durchläuft.
  7. Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Verweildauer in der Überalterungszone bis zu 300 s beträgt und die Behandlungstemperatur 300 °C bis 400 °C beträgt.
  8. Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlband oder -blech einer Schmelztauchveredelung unterzogen wird.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die für die Verzinkung und das Durchlaufen der Überalterungszone benötigte Behandlungsdauer bis zu 80 s beträgt und die Behandlungstemperatur zwischen 420 °C und 480 °C liegt.
  10. Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, daß nach der Verzinkung eine Galvannealing-Behandlung durchgeführt wird.
  11. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 10, dadurch gekennzeichnet, daß das Stahlband oder -blech abschließend dressiert wird.
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