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WO2024179680A1 - Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts - Google Patents

Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts Download PDF

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Publication number
WO2024179680A1
WO2024179680A1 PCT/EP2023/055255 EP2023055255W WO2024179680A1 WO 2024179680 A1 WO2024179680 A1 WO 2024179680A1 EP 2023055255 W EP2023055255 W EP 2023055255W WO 2024179680 A1 WO2024179680 A1 WO 2024179680A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
flat steel
steel product
hot
rolled flat
temperature
Prior art date
Application number
PCT/EP2023/055255
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Alexander Lange
Christian Mertin
Klaus URAN
Original Assignee
Thyssenkrupp Steel Europe 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 Steel Europe Ag filed Critical Thyssenkrupp Steel Europe Ag
Priority to PCT/EP2023/055255 priority Critical patent/WO2024179680A1/de
Publication of WO2024179680A1 publication Critical patent/WO2024179680A1/de

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    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc

Definitions

  • the invention relates to a high-strength flat steel product with a KAM value at a step size of 250 nm of less than 2.0° in order to obtain an improved cutting quality and to reduce the probability of the formation of cracks during cutting and punching operations, as well as a use of such a high-strength flat steel product.
  • Flat steel products of the type in question here are typically rolled products such as steel strips or sheets, as well as blanks and plates made from them.
  • High-strength flat steel products are becoming increasingly important, particularly in the field of commercial vehicle construction, as they enable the vehicle's own weight to be reduced and the payload to be increased.
  • a low weight not only contributes to the optimal use of the technical performance of the respective drive unit, but also supports resource efficiency, cost optimization and climate protection.
  • a decisive reduction in the dead weight of sheet steel structures can be achieved by increasing the mechanical properties, in particular the strength of the flat steel product being processed.
  • modern flat steel products intended for commercial vehicle construction are also expected to have good cutting properties and crack-free cutting edges.
  • Micro-alloyed high-strength steel flat products are suitable for cold forming and are characterized by a combination of high strength and formability with relatively low alloy contents. They achieve their high strength through the addition of micro-alloying elements such as titanium, niobium or vanadium in conjunction with controlled rolling and cooling processes in the Hot rolling mill.
  • the high strength of flat steel products enables the construction of components that can withstand high mechanical loads and at the same time have a low component weight. These steels are used for various component geometries, primarily in vehicle and commercial vehicle construction, in electromobility and in automotive lightweight construction.
  • EP 2 407 572 Bl describes a process for producing a high-strength, hot-dip galvanized flat steel product that is characterized by good corrosion resistance. To achieve this, the dew point of the atmosphere in the tempering furnace is regulated to -40°C or lower at tempering temperatures above 600°C. There is no indication whatsoever that the flat steel product is easy to cut.
  • EP 3 015 562 Bl discloses a high-strength flat steel product which has a ferritic structure with carbide precipitations. During the process, after the final rolling temperature has been reached, the temperature between the middle of the sheet and the edge of the sheet must not differ by more than 50°C. This ensures an even distribution of strength across the sheet plane. There is no indication whatsoever that the flat steel product is easy to cut.
  • EP 3 544 808 Bl discloses a high-strength flat steel product which has improved coating adhesion of aluminum and aluminum alloys after hot forming. To this end, the intergranular oxidation is specifically adjusted in a ferritic-pearlitic flat steel product. To this end, the maximum coiling temperature is regulated. There is no indication whatsoever that the flat steel product has good cutting properties.
  • WO 2018/096387 Al discloses a hot-rolled and coated flat steel product, wherein the surface coating has a thickness of between 10 and 30 pm and improved adhesion. To this end, the depth of the intergranular oxidation is limited to 4 pm below the surface of the flat steel product and the coiling temperature is specifically adjusted. There is no indication whatsoever that the flat steel product has good cutting properties.
  • EP 2 412 842 Bl discloses a high-strength hot-dip galvanized flat steel product which offers a good surface coating under heavy loads. To this end, oxides are set in direct contact with the zinc plating layer and the oxygen partial pressure in the annealing furnace is regulated between 600°C and 900°C. There is no indication whatsoever that the flat steel product has good cutting properties.
  • the object of the present invention is to provide a high-strength flat steel product that has improved forming and cutting properties. A further object is to provide an efficient method for producing this flat steel product.
  • the remainder is iron and unavoidable impurities, and has a KAM value at a step size of 250 nm of less than or equal to 2.0°.
  • the KAM value at a step size of 250 nm is less than or equal to 1.5° and particularly preferably less than or equal to 1.0°.
  • the KAM value stands for Kernel Average Misorientation and is also called local misorientation.
  • the KAM value is a measure of local strains in crystalline materials and can be determined using the Electron Backscatter Diffraction (EBSD) method.
  • EBSD Electron Backscatter Diffraction
  • the local orientation of each point within a given measurement field is determined.
  • the misorientation to its surroundings is calculated for each measurement point based on the orientation information.
  • the surroundings are determined by specifying the neighbor; preferably the first neighbor is measured.
  • the local misorientations are determined over larger distances in the structure and the KAM value is therefore larger.
  • the KAM value is a value that has a correlation with the plastic deformation.
  • the KAM value represents the local deformation and dislocation density at the microscopic level, therefore, by determining the KAM value, local plastic deformation at the microscopic level can be measured.
  • the KAM value is high in deformed grains due to the higher dislocation density. Since the KAM analysis describes local lattice distortions or local deformations, it can provide information about the energy stored in the deformed structure.
  • Setting the KAM value means that structural stresses in the material are limited. These structural stresses can be limited by various mechanisms in the structure. On a two-dimensional level, the structural stress can be limited by homogenizing the grain structure and/or reducing unwanted second phases and/or mixed structures. On a one-dimensional level, the structural stress can be limited by arranging atoms and/or precipitates in energetically favorable places and reducing the general dislocation density in the material. This reduces crack formation during cutting and punching. Setting the KAM value has the advantage that grain stretching is limited and a more homogeneous structure is thereby achieved across the strip thickness. Undesirable second phases and/or mixed structures are avoided. This can reduce the overall structural stress in the material. This reduces crack formation during cutting and punching.
  • the hot-rolled flat steel product has a crack sensitivity of a maximum of 20%.
  • the crack sensitivity is measured by detecting macroscopic cracks at cut edges quantified. It is therefore used to assess the robustness of the material.
  • standardized cutting tests are carried out and evaluated. Any gap with a minimum length of 1 mm and a length to width ratio of greater than or equal to 5 is considered a macroscopic tear.
  • a macroscopic tear (3) is shown as an example in Fig. 2. Cut edges are typically created in a mechanical cutting process with an open cutting line, preferably with a cutting gap of 8%. The sample position is preferably transverse to the rolling direction. A cut edge created is at least 200 mm and a maximum of 400 mm long.
  • the cut edge is the entire area, consisting of the smooth cut portion (1) and the broken portion (2), visible in Fig. 1.
  • the cut edges created are then evaluated by means of macroscopic observation. If at least one macroscopic tear is observed on a cut edge, the cut edge is considered to be crack-sensitive.
  • the sensitivity to cracking at cut edges due to macroscopic cracks is a maximum of 20%, preferably a maximum of 10%, particularly preferably a maximum of 5%.
  • 100 cut edges are examined.
  • macroscopic cracks occur at fewer than 20 cut edges. The sensitivity to cracking can be examined on uncoated and coated hot strips.
  • Carbon (C) is primarily present in the steel substrate to increase tensile strength and yield strength.
  • the carbon provided in the steel alloy according to the invention is mainly bound in the precipitates.
  • the concentration of C dissolved in the solid solution is thereby minimized.
  • a C content of more than 0.02 wt.% is required to achieve a high precipitate density and thus ensure the required tensile strength of at least 550 MPa.
  • the C content should preferably be limited to a maximum of 0.12 wt.%. In order to also exclude a reduction in toughness, the C content should particularly preferably be set to a maximum of 0.08 wt.%.
  • Manganese (Mn) occupies regular lattice sites in the steel substrate as an alloying element. The substitution atoms distort the cubic lattice due to their atomic radius, which differs from that of the iron atoms, and thus increase the strength. In order to enable this solid solution strengthening effect, Mn should be present in the flat steel product according to the invention in amounts of at least 0.2% by weight. Mn also has a high affinity for sulfur (S), which is usually present in the flat steel product according to the invention in the form of unavoidable impurities due to the manufacturing process. By preferentially adding Mn contents of at least 0.5% by weight, this affinity can bind the sulfur to MnS and thus prevent the formation of embrittling phases (e.g. FeS).
  • S sulfur
  • Mn suppresses the formation of pearlite and cementite and in this way promotes the formation of Cr-containing carbonitride precipitates based on the contents of Nb and optionally Ti provided according to the invention.
  • a Mn content of at least 1.4 wt.% is particularly preferred in the steel according to the invention.
  • Mn tends to form segregations across the material thickness, which impair the mechanical and technological properties of the flat steel product according to the invention. Such segregations can be contained by limiting the Mn content to a maximum of 2.5% by weight. Furthermore, higher Mn contents can have a negative impact on the weldability and the forming behavior of the flat steel product according to the invention. The negative effects on the joinability can preferably be largely suppressed by limiting the Mn content to a maximum of 2.2% by weight.
  • aluminium can also be used as an alloying element.
  • Al is usually used to calm the melt. By setting of oxygen to Al 2 0 3, the rising of oxygen bubbles is avoided. In order to utilize this effect, an Al content of at least 0.01 wt.% is necessary in the flat steel product according to the invention.
  • Al is also used for grain refinement.
  • Al also binds the optional alloying element nitrogen (N) and aluminum nitrides are formed. These improve nucleation and hinder grain growth due to the resulting high nucleation density, which results in more small grains and increases the toughness of the flat steel product according to the invention.
  • An Al content of at least 0.02 wt.% is preferably required for grain refinement.
  • an Al content of a maximum of 0.5 wt.% should not be exceeded.
  • the Al content contained affects the castability.
  • an Al content of a maximum of 0.2 wt.% should preferably be set.
  • a flat steel product according to the invention with an Al content of preferably a maximum of 0.06 wt.% leads to optimal utilization of the alloyed aluminum if there are no requirements for density reduction.
  • the microalloying element niobium (Nb) is present in the flat steel product according to the invention in order to achieve an increase in strength and toughness through grain refinement and hardening. Titanium (Ti) can also be added to increase strength and toughness through grain refinement and hardening.
  • the underlying mechanisms include the hindrance of austenite grain growth, the delay of recrystallization during hot rolling and the formation of precipitations in the form of titanium and/or niobium nitrides, titanium and/or niobium carbides and titanium and/or niobium carbonitrides.
  • Austenite growth is prevented as soon as the slab is heated up at the start of hot rolling by the stable niobium nitrides and optionally by titanium nitrides.
  • the formation of new temperature-dependent and/or deformation-induced precipitates leads to an additional growth blockage.
  • Recrystallization is delayed on the one hand by the slowing down of the movement of dislocations, grain boundaries and subgrain boundaries due to the entrainment of dissolved niobium atoms and optionally dissolved titanium atoms.
  • the deformation-induced precipitation of very fine niobium particles and optionally very fine titanium particles leads to a delay in recrystallization, as grain boundaries and dislocations are fixed and thus the nucleation of recrystallization is hindered.
  • Hardening occurs on the reel through further precipitation.
  • different numbers and sizes of incoherent, partially coherent or coherent niobium particles and optionally titanium particles are formed, which contribute to increasing strength to varying degrees.
  • At least 0.002 wt.% Nb preferably 0.005 wt.% Nb, particularly preferably 0.01 wt.% Nb must be added.
  • a titanium content of at least 0.0015 wt.%, preferably 0.002 wt.%, particularly preferably 0.001 wt.% can also promote the grain refinement and hardening effect via the above-mentioned mechanisms.
  • the Nb content exceeds 0.15 wt%, preferably 0.12 wt%, particularly preferably 0.08 wt%, the above effect is saturated and the economic efficiency is reduced due to the increasing cost.
  • the Ti content is limited to 0.24 wt.%, preferably to 0.22 wt.%, particularly preferably to 0.2 wt.% due to the saturated effect and economic efficiency.
  • the total content of Ti and Nb is desirably in the range of 0.05 wt% to 0.22 wt%, preferably in the range of 0.06 wt% to 0.20 wt%, particularly preferably in the range of 0.09 wt% to 0.15 wt%.
  • Silicon (Si) is optionally used as a deoxidizer in the production of the flat steel product according to the invention and contributes to improving the strength properties in the flat steel product according to the invention. At least 0.01 wt.% Si is required for this.
  • Si contents of more than 0.6 wt.% would impair the surface quality and toughness properties of the material according to the invention, in particular the toughness in the heat-affected zone of the weld seam produced by the flat steel product according to the invention, so that contents above 0.6 wt.% are not desired.
  • excessively high Si contents could impair weldability.
  • the Si content can preferably be limited to 0.3 wt.%.
  • the Si content is particularly preferably limited to 0.06 wt.%.
  • Chromium (Cr) can be used as an optional element in certain concentrations to increase strength.
  • the mechanisms of precipitation and solid solution strengthening are primarily at work here. These mechanisms become clear at a content of at least 0.05% by weight and an increase in strength is measurable.
  • chromium has the property of preventing the coarsening of other precipitates, thereby increasing the yield strength and simultaneously improving toughness.
  • a content of at least 0.08 wt.% Cr is required.
  • the Cr content In order to ensure the joinability of the flat steel product according to the invention, the Cr content must be limited to a maximum of 1.5 wt.%. Since coarse carbides have a negative effect on the mechanical and technological properties of the flat steel product according to the invention, the Cr content should preferably be limited to a maximum of 1.2 wt.%. In order to reduce adhesion problems in galvanized steels and limit the number of ungalvanized areas, pronounced grain boundary oxidation on the coiler after hot rolling and pronounced selective oxidation that occurs during heat treatment must be avoided. A reduction to a non-critical level is possible if the Cr content is particularly preferably limited to a maximum of 0.7 wt.%.
  • the optional alloying element molybdenum (Mo) has similar properties to chromium.
  • a Mo content of at least 0.01 wt.% must be set.
  • the mechanisms of precipitation and solid solution strengthening are primarily effective here.
  • Molybdenum (Mo) like chromium, has the property of preventing the coarsening of other precipitations in order to increase the yield strength and at the same time improve the toughness.
  • a content of at least 0.05 wt.% Mo is preferably necessary.
  • Mo content above 1.0 wt.% is not recommended for economic reasons, as this does not result in any mechanical-technological benefit and increases costs unnecessarily.
  • the increasing strength through the addition of Mo correlates with a decreasing ductility, which has a significant impact on forging and other forming manufacturing processes when processing a flat steel product according to the invention.
  • the Mo content should preferably be limited to a maximum of 0.7 wt.% in order not to endanger the forgeability of the flat steel product.
  • An increased Mo content also has an increasing effect on the holding point Ai, preferably A ri , which, with preferred Mo contents of a maximum of 0.30 wt.%, does not lead to any problems in the production of the flat steel product according to the invention.
  • Vanadium (V) can optionally be used to increase the yield strength and strength levels as a result of the formation of carbonitrides.
  • the precipitation of vanadium carbonitrides leads to grain refinement and hardening.
  • contents of > 0.008% are required.
  • V contents exceeding 0.5% by weight are not recommended, as the slight improvement in properties does not justify the significant increase in costs.
  • V contents of more than 0.2% by weight are preferably avoided.
  • V contents of a maximum of 0.15% by weight should preferably be added.
  • Copper (Cu) is an accompanying element and can optionally be limited to a maximum of 0.5%.
  • the permissible upper limit of the Cu content in the flat steel product according to the invention is preferably 0.2% by weight, particularly preferably less than 0.1% by weight. In lower contents, however, copper can contribute to increasing strength in the form of very fine precipitates. In order to achieve this positive effect, contents of > 0.02% are preferably used.
  • the optional alloying element nickel increases the adhesion between the scale layer and the steel substrate on the surface and is therefore particularly undesirable in pickling processes. It also increases the material costs and is therefore not added or only added in very small quantities unless this is necessary to achieve the mechanical-technological properties, where it is mainly used to improve toughness.
  • the nickel content is limited to a maximum of 0.5%.
  • the nickel content is preferably kept below 0.25%, particularly preferably below 0.15%.
  • at least 0.04% Ni is preferably added.
  • B Boron (B) is optionally present in the flat steel product according to the invention in amounts of up to 0.0025% by weight.
  • B has a beneficial effect on the strength properties and hardenability of the steel from which the flat steel product according to the invention is made.
  • This beneficial effect of B can be utilized by using B contents of preferably at least 0.0005 and particularly preferably at least 0.0015 for the flat steel product according to the invention, but at the same time limiting B contents of preferably a maximum of 0.0020% by weight.
  • B contents of more than 0.0025% by weight would impair the toughness properties.
  • Calcium (Ca) can optionally be present in the steel of a flat steel product according to the invention in order to form non-metallic inclusions in the structure of the flat steel product in order to improve the toughness. This effect becomes visible from a Ca content of 0.0005%. If the Ca content is above 0.01% by weight, however, this can have a negative effect on the purity of the melt and lead to defects in the shell of the respective steel when the steel is cast. cast intermediate product. In order to be able to reliably avoid a negative effect on the mechanics and rollability, Ca contents of less than or equal to 0.005 wt. %, particularly preferably less than or equal to 0.002 wt. % should preferably be set.
  • Phosphorus (P) and sulphur (S) are impurities which are undesirable in the flat steel product according to the invention because they impair its mechanical properties, in particular the notch impact energy and the formability.
  • an upper limit of 0.03% by weight, preferably 0.02% by weight, particularly preferably 0.015% by weight is set for the P content and an upper limit of 0.008% by weight, preferably 0.005% by weight, particularly preferably 0.003% by weight is set for the S content.
  • Nitrogen (N) is also an unavoidable impurity due to the manufacturing process and should be limited to a maximum of 0.02 wt.%, since nitrogen levels that are too high impair the toughness of a flat steel product according to the invention. If titanium is alloyed, high levels also lead to the formation of many coarse, degenerate titanium nitrides, which, due to their size and shape, act as sharp-edged fracture points and can therefore have a negative effect on formability. Limiting the N content to 0.012 wt.%, particularly preferably to 0.008 wt.%, is sensible from these points of view.
  • nitrogen can form very fine aluminum nitrides in the presence of aluminum, which improve nucleation and hinder grain growth, it is particularly preferred to set a minimum content of 0.002 wt.%.
  • the remainder consists of iron and elements whose presence is unavoidable due to the manufacturing process.
  • the contents of such impurities are to be kept as low as possible within an economic framework that can be achieved with reasonable technical effort.
  • the hot-rolled flat steel product has a thickness d w of 1.0 mm to 6 mm, in particular up to 4 mm. Due to the desired application profile, the thickness is preferably at least 1.5 mm in order to enable sufficiently rigid constructions.
  • the tensile strength R m of the flat steel product according to the invention which is determined according to DIN-EN ISO 6892, is in a preferred development at least 550 MPa in order to ensure sufficient strength for structural applications. In particular, the tensile strength is at least 650 MPa in order to enable efficient designs.
  • the tensile strength is preferably determined on longitudinal specimens. For final thicknesses d w less than 3 mm, measurements are taken according to DIN-EN ISO 6892- 1, specimen shape 2 (Appendix B Tab. Bl) (as of 2020-06); for final thicknesses d w of greater than or equal to 3 mm, the proportional specimen size is calculated according to D.2.3.1 according to DIN-EN ISO 6892-1 (as of 2020-06).
  • the flat steel product according to the invention has an elongation at break A80 of at least 14% for thicknesses dw of less than 3.0 mm in order to ensure sufficient deformation.
  • the elongation at break A80 is measured according to DIN-EN ISO 6892-1 and indicates the deformability of the flat steel product.
  • the flat steel product according to the invention has an elongation at break A pr op of at least 17% for thicknesses dw of greater than or equal to 3.0 mm.
  • the elongation at break A pr op is measured according to DIN-EN ISO 6892-1 and indicates the deformability of the flat steel product.
  • the elongation at break A pr op is preferably determined on longitudinal samples.
  • the flat steel product according to the invention has a hole expansion of at least 40%.
  • the hole expansion test is a method for determining the forming properties of sheet metal edges and is used to determine the edge crack sensitivity.
  • the hole expansion can be measured according to ISO 16630.
  • the hole expansion is preferably at least 45%, particularly preferably at least 50%. There must be a maximum time of one hour between punching out the hole and forming using a conical punch.
  • the flat steel product according to the invention has a surface coating.
  • the surface coating serves to protect against corrosion and can change the visual appearance of the surface of the hot-rolled flat steel product.
  • a zinc-based coating is particularly preferably applied as a surface coating.
  • a zinc-based coating contains a zinc content of greater than or equal to 90% by weight, in particular greater than or equal to 92% by weight.
  • Magnesium and/or aluminum are preferably contained in the coating as further alloying elements, each in contents of up to a maximum of 5% by weight, the remainder being zinc and unavoidable impurities.
  • the zinc-based coating can contain unavoidable impurities. The contents of such impurities are to be kept as low as possible within an economic framework that can be achieved with reasonable technical effort.
  • the object of the invention is also achieved by a method for producing a flat steel product as described above.
  • the method comprises the following steps:
  • the said steel melt may preferably also contain one or more optional elements or have preferred element contents which have been explained in detail with reference to the flat steel product.
  • the hot rolling of the hot-rolled flat steel product according to the invention can be carried out in a conventional hot strip mill, with slabs being rolled to the required thickness in a multi-stage reversing roughing process and a subsequent multi-stand finishing rolling process.
  • the hot rolling of the hot-rolled flat steel product according to the invention can also be carried out in a Compact Strip Production plant (CSP plant) directly from continuously cast starting material, which is fed immediately after solidification via an equalizing furnace into a multi-stand hot rolling mill and there rolled in several rolling passes to the required finished thickness.
  • CSP plant Compact Strip Production plant
  • a finished strip with the desired strip thickness dw is rolled out from the preliminary strip or the thin slab in a multi-stand rolling process.
  • multi-stand rolling process means at least three consecutive pass reductions. The number of pass reductions is selected depending on the finished strip thickness.
  • the hot rolling of the preliminary product to the hot-rolled flat steel product is carried out with successive individual pass reductions, whereby the individual pass reductions £ ⁇ RL T below the recrystallization temperature RLT are summed and the individual pass reductions E> RL T above the recrystallization temperature RLT and the ratio of the sums of £>RLT TO E ⁇ RLT is:
  • the ratio of the sums of £> RL T TO £ ⁇ RL T is preferably at least 1.0 and particularly preferably at least 1.5. If rolling is carried out entirely above RLT, the equation (1) is divided by one.
  • the recrystallization temperature RLT represents the temperature below which complete recrystallization between two samplings is no longer possible.
  • the RLT is calculated according to the following formula:
  • the equation for RLT was based on the equation of Bai 2011, which can be found in GORNI, Antonio Augusto: Steel Forming and Heat Treating Handbook, 2019, pp. 14 to 15. If the ratio of the individual pass reductions £ ⁇ RL T below the recrystallization temperature RLT and the individual pass reductions E> RL T above the recrystallization temperature RLT according to equation (1) is not met, a structure that is too inhomogeneous across the strip thickness with too high a proportion of dislocation-rich and elongated grains can arise after hot rolling, resulting in too high a structural stress. The material properties according to the invention cannot be ensured from such an initial structure, regardless of compliance with the conditions during the tempering process. By complying with equation (1), the KAM value according to the invention is less than 2.0° with a step size of 250 nm.
  • the hot rolling end temperature T E w should be at least 840 °C and a maximum of 960 °C, preferably at least 850 °C and particularly preferably at least 860 °C. If the hot rolling end temperature TEW is not reached, too much deformation below RLT can occur, meaning that compliance with equation (1) can no longer be guaranteed. The reason for this is that the rolling speed is reduced too much. The total temperature loss during deformation between the individual rolling stands is too high. This higher temperature loss means that too many rolling passes take place below RLT, meaning that equation (1) can no longer be reliably complied with.
  • hot rolling end temperature TEW Another reason to limit the hot rolling end temperature TEW is flatness. If the final stand is formed at temperatures that are too low, there is an increased susceptibility to center and/or edge waves, which have a negative impact on the quality of the strip. By limiting the hot rolling end temperature TEW upwards, the rolling speed is limited and compliance with the break times X is ensured.
  • the hot-rolled flat steel product cooled to the cooling stop temperature is coiled into a coil at a coiling temperature of at least 500°C and a maximum of 650°C, preferably at least 520°C and a maximum of 630°C, particularly preferably at least 540°C.
  • the coiling temperature influences the transformation hardening as well as the precipitation hardening and thus essentially influences the mechanical and technological properties of the flat steel product. Cooling from the final rolling temperature TEW to the coiling temperature HT is preferably carried out using water cooling.
  • a coiling temperature that is too low (less than 500°C) results in the precipitation potential being frozen and thus the strength and elongation at break according to the invention can no longer be reliably set.
  • the coiling temperature is below this level, there is a risk of undesirably high levels of bainite forming and thus the formation of a mixed structure, with the result that the high-strength material properties are not met.
  • a coiling temperature that is too high (greater than 650°C) leads to undesirable grain growth, which has a positive effect on the elongation at break but results in too great a loss in strength.
  • hard, coarse pearlite islands can form, which have a different level of local misorientation than the main phase and thus endanger a KAM value of less than 2.0° at a step size of 250 nm. Furthermore, the hard, coarse pearlite islands can also have a negative effect on the cutting quality as a notch.
  • the specified coiling temperature is intended to prevent or limit the formation of an undesirable second phase or a mixed structure.
  • the coiling temperature increases precipitation hardening and this also serves to set the required tensile strength Rm.
  • the steel flat product is tempered at an annealing temperature T G of at least 630°C, preferably at an annealing temperature T G of at most 750°C, particularly preferably at an annealing temperature T G of at least 650°C and at most 750°, and a holding time t G of at least 20 seconds, preferably at least 30 seconds, particularly preferably at least 40 seconds and at most 200 seconds.
  • the annealing process is necessary to set the KAM value according to the invention.
  • tempering temperature T G and/or holding time t G are not met, it cannot be guaranteed that the KAM value will be set to less than 2.0° at a step size of 250 nm.
  • the reason for this is that a tempering temperature T G that is too low or a holding time t G that is too short does not cause sufficient dislocation reduction within the grains that have not yet fully recrystallized.
  • the existing structural stress would be too high without compliance with the tempering parameters, meaning that the KAM value cannot be reliably achieved.
  • structural recovery is achieved through controlled heat input.
  • tempering temperature T G is exceeded or the holding time t G is exceeded, a very strong structural change can occur, which can lead to the formation of undesirable microstructures such as pearlite and/or cementite and can lead to a loss of strength.
  • Hard and coarse pearlite islands should be reduced or avoided because they have a different level of local misorientation or KAM value and thus endangering the setting of the material properties according to the invention. Furthermore, the hard coarse pearlite and/or cementite islands can also negatively influence the cutting quality as a notch.
  • the tempering annealing can be carried out separately in a continuous annealing plant, such as a Conti annealing line.
  • the hot-rolled flat steel product is tempered and coated as part of the coating process, in particular a zinc-based coating is applied, whereby the zinc-based coating can be applied by hot-dip galvanizing.
  • the application of a zinc-based coating is called galvanizing.
  • the zinc-based coating has a zinc content of greater than or equal to 90% by weight, in particular greater than or equal to 92% by weight.
  • magnesium and/or aluminum are included as additional alloying elements, each in contents of up to a maximum of 5% by weight, the remainder being zinc and unavoidable impurities.
  • the zinc-based coating can contain unavoidable impurities. The contents of such impurities are to be kept as low as possible within an economic framework and with reasonable technical effort.
  • the tempering step can take place before the coating process, in particular a zinc-based coating is applied after the tempering step, wherein the zinc-based coating can be applied in particular by electrolytic galvanizing.
  • the flat steel product is provided with a metallic coating to provide effective corrosion protection.
  • a metallic coating to provide effective corrosion protection.
  • hot-dip galvanizing and electrolytic galvanizing.
  • the zinc-based coating preferably has a thickness of between 2 and 20 pm.
  • the flat steel product is first heated to the required coating temperature in an annealing furnace under protective gas before it is given a metallic coating in a molten metal bath.
  • the exact coating thickness is set using various configuration options for the stripping nozzles.
  • electrolytic galvanizing the metallic coating is applied to the flat steel product by galvanic deposition of zinc. The thickness of the zinc layer is controlled by the flow of current.
  • a special version optionally includes a skin-pass process after the tempering and/or coating step.
  • Skin-passing can be carried out inline on a continuous annealing line or in a galvanizing plant, but is also possible after tempering and/or coating in a further step on a separate skin-pass stand.
  • the setting of the individual pass reductions above and below the RLT, the setting of the hot rolling end temperature TEW as well as the coiling and tempering temperature have a decisive influence on the limitation of grain stretching and the setting of a structure that is as homogeneous as possible across the strip thickness, on the avoidance or reduction of undesirable second phases or mixed structures, as well as on the structural recovery through reduced structural stress in the material.
  • a targeted hot rolling process can reduce the formation of grain stretching of varying degrees with different levels of grain-internal dislocation densities.
  • a subsequent tempering process leads to the removal of further dislocations and the relocation of atoms to energetically more favorable locations. This limits the KAM value to less than 2.0° at a step size of 250 nm, thereby reducing crack formation and crack sensitivity during cutting and punching. The result is good cutting edges.
  • the hot-rolled flat steel product is used, for example, in chassis parts, structural components or seats for the automotive industry, particularly in the field of electromobility.
  • Fig. 1 shows an intact cut edge, which consists of a smooth cut portion (1) and a broken portion (2). This is a microscopic image with 25x magnification. The image shows an uncoated flat steel product.
  • Fig. 2 shows a cut edge with a macroscopic tear (3). This is a macroscopic image of an uncoated flat steel product.
  • Fig. 3 shows a schematic representation to describe the KAM value determination.
  • Production path A was carried out via the hot strip mill. This includes the steps of heating the cooled slab, rough rolling and descaling, finish rolling in several stands taking into account the parameters according to the invention, cooling with water and winding on the reel to form a coil at the reel temperature (HT) according to the invention. Tests on the casting and rolling plant are marked as production path B and were carried out by producing thin slabs with direct reheating after complete solidification, whereby the reheating is generally lower than in a conventional hot strip mill. After descaling, the slabs are rolled in several passes and then cooled with water and reeled at a reel temperature (HT).
  • HT reel temperature
  • Tempering comprises reheating in a continuous annealing furnace to the annealing furnace temperature T G according to the invention and maintaining this temperature according to the tempering time t G according to the invention, followed by cooling.
  • the flat steel product is galvanized after tempering.
  • the tempering described above takes place in a hot-dip galvanizing plant, whereby after tempering, an initial cooling to the galvanizing temperature takes place, at which the flat steel product is immersed in a zinc-based melt in order to to provide the flat steel product with a metallic surface coating and to create effective corrosion protection. This is followed by a second cooling to room temperature.
  • the coating with a metallic surface coating is carried out by the galvanic deposition of a zinc-based coating in a separate electrolytic galvanizing plant.
  • the abbreviation Z stands for a zinc-based coating with more than 98 wt.% zinc
  • the abbreviation ZM stands for a zinc-based coating with more than 90 wt.% zinc and a maximum of 5 wt.% magnesium and/or a maximum of 5 wt.% aluminum and the remainder zinc and unavoidable impurities
  • the abbreviation EG stands for electrolytically galvanized with a zinc-based coating with more than 90 wt.% zinc and a maximum of 5 wt.% magnesium and/or a maximum of 5 wt.% aluminum and the remainder zinc and unavoidable impurities.
  • KAM Kernel Average Misorientation
  • R m tensile strength
  • a 80 and A pr op elongation at break
  • LA crack sensitivity and hole expansion
  • inventive tests 1 and 2 show that by adhering to the inventive hot rolling and tempering parameters it is possible to keep the crack sensitivity below 20% for composition A.
  • the non-inventive test 3 with composition A did not comply with the required ratio of the total degree of deformation above RLT to below RLT. This resulted in a KAM value that was too high. This non-inventive high KAM value ultimately led to significantly more cut edges with macroscopic cracks. In addition, only very low, non-inventive hole expansion values were determined.
  • tensile strength (R m ) and elongation at break (A 80 and Aprop) were carried out on longitudinal samples of the hot-rolled steel TI flat products.
  • the elongation at break for thicknesses greater than or equal to 3.0 mm is measured as A prop elongation at break, where the measurement length is calculated from the following equation and So represents the initial cross-section:
  • the hole expansion is tested according to ISO 16630.
  • the KAM value (Kernel Average Misorientation) can be determined using the Electron Backscatter Diffraction (EBSD) method, using a scanning electron microscope with an electron backscatter diffraction imaging system. To determine a KAM value, the local misorientations or local orientation differences to all neighboring measuring points are calculated for each measuring point.
  • EBSD Electron Backscatter Diffraction
  • a piece from the center of the sheet of the flat steel product is prepared as a longitudinal section, with the center of the sheet representing the entire length over the strip, excluding the first 30 m at the beginning of the strip and the last 30 m at the end of the strip, and the entire width over the strip width, excluding the first 30 mm from the outer edge of the strip on both sides.
  • the samples are preferably polished after a final polish with 1 pm diamond suspension and particularly preferably additionally polished with a colloidal silica suspension, in particular the OPS polish from Struers is used.
  • Fig. 3 shows a schematic representation to describe a method for determining the KAM value.
  • a plurality of polygonal, in particular hexagonal, measuring point areas P are preferably defined in a measuring area of the flat steel product.
  • the measuring field size of a measuring area is 230 pm x 185 pm, preferably 90 pm x 90 pm.
  • the measuring point areas P are measuring points for the KAM value.
  • the measuring area is scanned by an electron beam from measuring point to measuring point with a step size of 250 nm, preferably with a step size of 100 nm.
  • the KAM value is calculated for each measuring point area P contained in the measuring area. All orientation differences are included as amounts.
  • the measuring point areas P form a key figure for displaying the Distribution of the local misorientations, and an arithmetic mean is formed over all measuring point areas P in a measuring area in order to calculate the KAM value.
  • a cut-off value of 5° is defined, which means that local misorientations of a measuring point P of greater than 5° are not taken into account when calculating the KAM value in order to reduce the disruptive influence of grain boundaries and small-angle grain boundaries.
  • the measuring areas are selected at least 30 mm away from the strip edges of the flat steel product, preferably in the 1/4 layer of the flat steel product in relation to the strip width.
  • the measuring areas are preferably positioned in the area of the 1/3 layer across the thickness.
  • the EBSD examination In the EBSD examination, diffraction patterns from the structure are evaluated point by point in order to determine the crystallographic orientation at this point in the structure. For the KAM evaluation, the misorientations to its neighbors are then determined for each measuring point and the amounts of these are averaged. This average value is assigned to the measuring point under investigation as the KAM value. The individual KAM values of all measuring points in a measuring area result in the averaged KAM value. Since the measuring points in the EBSD measurement are arranged in such a way that successive rows of measuring points are offset from one another by half a step, hexagonal areas result for each measuring point.
  • the local misorientations between the measurement point area PI and the measurement point areas P2, P3, P4, P5, P6, and P7 surrounding the measurement point area PI are measured. That is, the local misorientation between the measurement point area PI and the measurement point area P2, the local misorientation between the measurement point area PI and the measurement point area P3, the local misorientation between the measurement point area PI and the measurement point area P4, the local misorientation between the measurement point area PI and the measurement point area P5, the local misorientation between the measurement point area PI and the measurement point area P6, and the local misorientation between the measurement point area PI and the measurement point area P7 are measured.
  • the KAM value of the measurement point area PI is the KAM value of the measurement point area PI. From the individual KAM values of each measuring point area, an average KAM value is determined over the entire measuring field size and the entire measuring range.
  • the EBSD camera “Digiview” from the manufacturer “TSL” is the preferred camera.
  • the KAM values can be determined using the measurement software “OIM Data Collection V5.2” and the data evaluation is preferably carried out using the software “OIM Analysis V 8.0”.
  • the flat steel product according to the invention was characterized in terms of cutting behavior, both uncoated and coated. Cracks perpendicular to the direction of the sheet thickness, which are also often referred to as delamination, are fundamentally critical for the performance in use. In order to compare the robustness of different steel compositions against this unfavorable cutting surface formation, standardized cutting tests are carried out and evaluated.
  • sample strips with a width of approx. 19.5 mm and a length in the range of 200 to 400 mm are cut from the flat steel product to be tested using a guillotine shear.
  • Cutting is preferably carried out on a mechanical Schuler high-speed press type PD80-280.
  • the cut is made as a cutting process with an open cutting line.
  • the waste is not supported by a counterholder.
  • the sample position is transverse to the rolling direction from the center of the sheet, with the center of the sheet representing the entire length over the strip, excluding the first 30 m at the beginning of the strip and the last 30 m at the end of the strip, and the entire width over the strip width, excluding the first 30 mm from the outer edge of the strip on both sides.
  • a cutting gap of 8% is to be set based on the sheet thickness.
  • the cut surfaces produced are then evaluated using macroscopic observation.
  • the cut surface is the entire area consisting of the smooth cut portion and the fracture portion, as shown in Fig. 1. If a macroscopic crack is detected, it can be measured with a ruler, for example.
  • a macroscopic crack is defined as a crack with a minimum length of 1 mm and a length-to-width ratio of greater than 5.
  • the flat steel product according to the invention shows no macroscopic cracks as defined above on a maximum of 20%, preferably a maximum of 10%, particularly preferably a maximum of 5% of the cut sheets out of a total of 100 sheet cuts carried out in order to meet the requirements of crack sensitivity.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hoher Festigkeit, welches einen KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm von kleiner 2,0° aufweist. Außerdem betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachprodukts.

Description

Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachprodukts
Die Erfindung betrifft ein hochfestes Stahlflachprodukt mit einem KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm von kleiner 2,0° um eine verbesserte Schneidqualität zu erhalten und die Wahrscheinlichkeit der Bildung von Rissen bei Schneid- und Stanzoperationen zu verringern, sowie eine Verwendung eines solchen hochfesten Stahlflachprodukts.
Bei Stahlflachprodukten der hier in Rede stehenden Art handelt es sich typischerweise um Walzprodukte wie Stahlbänder oder Bleche, sowie daraus hergestellte Zuschnitte und Platinen.
Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen.
Hochfeste Stahlflachprodukte haben insbesondere im Bereich des Nutzfahrzeugbaus eine wachsende Bedeutung, da sie eine Reduzierung des Eigengewichts des Fahrzeugs und eine Steigerung der Nutzlast ermöglichen. Ein geringes Gewicht trägt nicht nur zur optimalen Nutzung der technischen Leistungsfähigkeit des jeweiligen Antriebsaggregats bei, sondern unterstützt die Ressourceneffizienz, Kostenoptimierung und den Klimaschutz.
Eine entscheidende Reduzierung des Eigengewichts von Stahlblechkonstruktionen kann durch eine Steigerung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der Festigkeit des jeweils verarbeiteten Stahlflachprodukts erreicht werden. Neben einer hohen Festigkeit werden von modernen, für den Nutzfahrzeugbau vorgesehenen Stahlflachprodukten aber auch gute Schneideigenschaften und rissfreie Schnittkanten erwartet.
Mikrolegierte hochfeste Stahlflachprodukte sind zum Kaltumformen geeignet und zeichnen sich durch eine Kombination aus hoher Festigkeit und Umformbarkeit bei relativ geringen Legierungsgehalten aus. Ihre hohen Festigkeiten erlangen sie durch die Zugabe von Mikrolegierungselementen wie Titan, Niob oder Vanadium in Verbindung mit kontrollierten Walz- und Abkühlprozessen im Warmwalzwerk. Eine hohe Festigkeit von Stahlflachprodukten ermöglicht eine Konstruktion von Bauteilen, die hohen mechanischen Belastungen Stand halten und gleichzeitig ein geringes Bauteilgewicht aufweisen. Eingesetzt werden diese Stähle für diverse Bauteilgeometrien vorwiegend im Fahrzeug- und Nutzfahrzeugbau, in der Elektromobilität und im automobilen Leichtbau.
Da speziell bei Fahrwerksteilen bzw. Teilen für Automobilsitze die Bauteilgeometrien immer komplexer werden und die Materialfestigkeiten bei gleichzeitig höher werdenden Ansprüchen an die Maßhaltigkeit der Bauteile steigen, sind auch die Anforderungen an die Stahlflachprodukte seitens der Automobilindustrie deutlich schärfer geworden. Die Kunden fordern vermehrt Stahlflachprodukte mit einem auf den Verwendungszweck abgestimmten und gleichmäßigen Eigenschaftsprofil bei gleichzeitig erhöhtem Umform- und Verarbeitungspotenzial.
Die Steigerung der Effektivität ist ein kontinuierliches Bestreben bei der Weiterverarbeitung von Stahlflachprodukten. Die Reduzierung des Materialausschusses durch saubere Schnittkanten beim Platinenzuschnitt spielt dabei eine wichtige Rolle. Die Einrissneigung bzw. Rissempfindlichkeit von Stahlflachprodukten nimmt typischerweise mit höheren Mikrolegierungsgehalten und steigenden Festigkeiten zu, weshalb die Vermeidung von Einrissen bei der Verarbeitung von zunehmender Bedeutung ist und mit der Entwicklung immer höherer Festigkeiten einhergeht. Rissfreie Schnittkanten können durch die richtige Einstellung am Werkzeug oder durch schneidoptimiertes Material realisiert werden. Da ein Bauteil durchaus aus verschiedenen Stahlflachprodukten mit unterschiedlichen Gefügestrukturen gefertigt werden kann, sind auch in der Regel unterschiedliche Schneidparameter erforderlich. Eine regelmäßige Änderung der Schneidparameter ist aus Kosten- und Zeitgründen beim Kunden aber unbeliebt. Die Erwartungshaltung kundenseitig liegt daher beim angelieferten Material, welches eine wiederkehrende Änderung der Schneidparameter vermeiden sollte. Es wird eine gute Schneidfähigkeit des Stahlflachprodukts unabhängig der Schneidparameter erwartet.
Mit steigenden Festigkeiten nimmt die Schneidqualität ab und die Wahrscheinlichkeit der Bildung von Rissen bei Schneid- und Stanzoperationen nimmt zu. Durch die verschlechterten Umform- und Schneideigenschaften bei hochfesten Stählen nimmt die Anzahl von mikroskopischen und makroskopischen Rissen nach Schneid- und Stanzoperationen zu. Dadurch sinkt die Effektivität in der Weiterverarbeitung von Stahlflachprodukten. In EP 2 407 572 Bl wird ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, feuerverzinkten Stahlflachprodukts beschrieben, welches sich durch eine gute Korrosionsbeständigkeit auszeichnet. Dafür wird der Taupunkt der Atmosphäre im Anlassofen bei Anlasstemperaturen über 600°C auf - 40°C oder niedriger geregelt. Es gibt keinerlei Hinweise auf eine gute Schneidfähigkeit des Stahlflachprodukts.
In EP 3 015 562 Bl wird ein hochfestes Stahlflachprodukt offenbart, welches ein ferritisches Gefüge mit Karbidausscheidungen aufweist. Während des Verfahrens darf sich nach Erreichen der Walzendtemperatur die Temperatur zwischen Blechmitte und Blechrand nicht mehr als 50°C unterscheiden. Dadurch wird eine gleichmäßige Festigkeitsverteilung über die Blechebene gewährleistet. Es gibt keinerlei Hinweise auf eine gute Schneidfähigkeit des Stahlflachprodukts.
EP 3 544 808 Bl offenbart ein hochfestes Stahlflachprodukt, welches eine verbesserte Beschichtungshaftung von Aluminium und Aluminiumlegierungen nach dem Warmumformen aufweist. Dafür wird in einem ferritsch-perlitischen Stahlflachprodukt die intergranulare Oxidation gezielt eingestellt. Dazu wird die maximale Haspeltemperatur reguliert. Es gibt keinerlei Hinweise auf eine gute Schneidfähigkeit des Stahlflachprodukts.
WO 2018/096387 Al offenbart ein warmgewalztes und beschichtetes Stahlflachprodukt, wobei die Oberflächenbeschichtung eine Dicke zwischen 10 und 30 pm und eine verbesserte Haftung aufweist. Dazu wird die Tiefe der intergranularen Oxidation auf 4pm unterhalb der Oberfläche des Stahlflachprodukts begrenzt und die Haspeltemperatur gezielt eingestellt. Es gibt keinerlei Hinweise auf eine gute Schneidfähigkeit des Stahlflachprodukts.
EP 2 412 842 Bl offenbart ein hochfestes feuerverzinktes Stahlflachprodukt, welches eine gute Oberflächenbeschichtung bei harter Beanspruchung bietet. Dazu werden Oxide im direkten Kontakt mit der Zinkplattierungsschicht eingestellt und der Sauerstoffpartialdruck im Glühofen wird zwischen 600°C und 900°C reguliert. Es gibt keinerlei Hinweise auf eine gute Schneidfähigkeit des Stahlflachprodukts. Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, ein hochfestes Stahlflachprodukt bereitzustellen, das verbesserte Umform- und Schneideigenschaften aufweist. Weitere Aufgabe ist es ein effizientes Verfahren zur Herstellung dieses Stahlflachproduktes bereitzustellen.
Diese Aufgabe wird gelöst durch ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, das aus einem Stahl mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung besteht (in Gew.-%):
C: 0,02 - 0,15%
Mn: 0,2 - 2,5%
AI: 0,01 - 0,5%
Nb: 0,002 - 0,15%
Optional eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsanteil:
Ti: 0,0015 - 0,24%
Si: 0,01 - 0,6%
Cr: < 1,5%
Mo: < 1,0%
V: < 0,5%
Cu: < 0,5%
Ni: < 0,5 %
B: < 0,0025%
Ca: < 0,01%
Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, und einen KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm von kleiner oder gleich 2,0° aufweist. Bevorzugt ist der KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm kleiner oder gleich 1,5° und besonders bevorzugt kleiner oder gleich 1,0°.
Der KAM-Wert steht für Kernel Average Misorientation und wird auch lokale Missorientierung genannt. Der KAM-Wert ist ein Maß für lokale Dehnungen in kristallinen Materialien und kann mittels der Electron Backscatter Diffraction (EBSD) Methode ermittelt werden. Der KAM-Wert quantifiziert die durchschnittliche Missorientierung um einen Messpunkt in Bezug auf die benachbarten Messpunkte.
In der Messung wird die lokale Orientierung eines jeden Punktes innerhalb eines vorgegebenen Messfeldes ermittelt. In der anschließenden Auswertung wird auf Basis der Orientierungsinformation für jeden Messpunkt die Missorientierung zu seinem Umfeld berechnet. Das Umfeld wird festgelegt durch die Angabe des Nachbarn, bevorzugt wird der erste Nachbar gemessen. Bei Messung des zweiten oder dritten Nachbarn werden die lokalen Missorientierungen über größere Distanzen im Gefüge bestimmt und dadurch fällt der KAM-Wert größer aus.
Der KAM-Wert ist ein Wert, der eine Korrelation mit der plastischen Verformung aufweist. Der KAM- Wert stellt die lokale Deformations- und Versetzungsdichte auf mikroskopischer Ebene dar, deshalb ist durch Bestimmung des KAM-Werts eine lokale plastische Verformung auf mikroskopischer Ebene messbar. Im Allgemeinen ist der KAM-Wert in verformten Körnern aufgrund der höheren Versetzungsdichte hoch. Da die KAM-Analyse lokale Gitterverzerrungen bzw. lokale Verformungen beschreibt, kann sie Hinweise auf die gespeicherte Energie im verformten Gefüge liefern.
Die Einstellung des KAM-Wertes bedeutet, dass Gefügespannungen im Werkstoff limitiert werden. Eine Limitierung dieser Gefügespannungen kann durch verschiedene Mechanismen im Gefüge erfolgen. Auf zweidimensionaler Ebene kann die Limitierung der Gefügespannung durch eine Homogenisierung der Kornstruktur und/oder durch eine Reduzierung unerwünschter Zweitphasen und/oder Mischgefüge erreicht werden. Auf eindimensionaler Ebene kann die Limitierung der Gefügespannung durch die Anordnung von Atomen und/oder Ausscheidungen auf energetisch günstigen Plätzen und den Abbau der allgemeinen Versetzungsdichte im Werkstoff erreicht werden. Dies führt dazu, dass die Rissbildung beim Schneiden und Stanzen reduziert wird. Die Einstellung des KAM-Werts hat den Vorteil, dass die Kornstreckung begrenzt und dadurch ein homogeneres Gefüge über die Banddicke eingestellt wird. Es werden unerwünschte zweite Phasen und/oder Mischgefüge vermieden. Dadurch kann die Gefügespannung in Summe im Werkstoff reduziert werden. Dies führt dazu, dass die Rissbildung beim Schneiden und Stanzen reduziert wird.
Insbesondere weist das warmgewalzte Stahlflachprodukt eine Rissempfindlichkeit von maximal 20% auf. Die Rissempfindlichkeit wird gemessen, indem makroskopische Einrisse an Schnittkanten quantifiziert werden. Sie dient also zur Beurteilung der Robustheit des Werkstoffs. Um die Schnittflächenausbildung vergleichend zu betrachten, werden standardisierte Schneidversuche durchgeführt und bewertet. Als makroskopischer Einriss ist jeder Spalt mit einer Mindestlänge von 1 mm und einem Verhältnis von Länge zu Breite von größer oder gleich 5 anzusehen. Ein makroskopischer Einriss (3) ist beispielhaft in Fig. 2 gezeigt. Schnittkanten werden typischerweise bei einem mechanischen Abschneidvorgang mit einer offenen Schnittlinie erzeugt, bevorzugt mit einem Schneidspalt von 8%. Die Probenlage ist bevorzugt quer zur Walzrichtung. Eine erzeugte Schnittkante ist mindestens 200 mm und maximal 400 mm lang. Als Schnittkante gilt dabei die gesamte Fläche, bestehend aus Glattschnittanteil (1) und Bruchanteil (2), erkennbar in Fig. 1. Die erzeugten Schnittkanten werden anschließend mittels makroskopischer Betrachtung bewertet. Wird an einer Schnittkante mindestens ein makroskopischer Einriss beobachtet, so gilt die Schnittkante als riss- empfindlich. Die Rissempfindlichkeit an Schnittkanten durch makroskopische Einrisse beträgt erfindungsgemäß maximal 20%, bevorzugt maximal 10%, besonders bevorzugt maximal 5%. Als vergleichbarer Maßstab werden 100 Schnittkanten untersucht. Erfindungsgemäß entstehen bei weniger als 20 Schnittkanten makroskopische Einrisse. Die Untersuchung der Rissempfindlichkeit kann an unbeschichteten und beschichteten Warmbändern erfolgen.
Die verschiedenen Bestandteile des Stahls sind im Folgenden ausführlich erläutert, wobei auch jeweils bevorzugte Mindestgehalte und Maximalgehalte für deren Legierungselemente angegeben sind.
Kohlenstoff (C) ist primär zur Steigerung von Zugfestigkeit und Streckgrenze im Stahlsubstrat vorhanden. Der in der erfindungsgemäßen Stahllegierung vorgesehene Kohlenstoff wird hauptsächlich in den Ausscheidungen abgebunden. Die Konzentration des im Mischkristall gelösten C wird dabei minimiert. Ein C-Gehalt von mehr als 0,02 Gew.-% ist erforderlich, um eine hohe Ausscheidungsdichte zu erreichen und so die geforderte Zugfestigkeit von mindestens 550 MPa sicherzustellen.
Um die Ausnutzung der positiven Wirkung des Kohlenstoffs auf die Festigkeitseigenschaften zu ermöglichen und gleichzeitig aber auch besonders gute Schweißeignung zu gewährleisten, wird eine Obergrenze von 0,15 Gew.-% empfohlen. Da auch die Duktilität und die Zähigkeit durch den C-Gehalt beeinflusst werden, ist eine weitere Einschränkung nach oben sinnvoll. Um die Reduzierung der Duktilität des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes zu limitieren, ist der C-Gehalt bevorzugt auf maximal 0,12 Gew.-% zu beschränken. Um darüber hinaus auch eine Verringerung der Zähigkeit auszuschließen, ist der C-Gehalt besonders bevorzugt auf maximal 0,08 Gew.-% einzustellen.
Mangan (Mn) nimmt im Stahlsubstrat als Legierungselement reguläre Gitterplätze ein. Dabei verzerren die Substitutionsatome durch ihren Atomradius, der sich von dem der Eisenatome unterscheidet, das kubische Gitter und erhöhen somit die Festigkeit. Um diesen Effekt der Mischkristallverfestigung zu ermöglichen, soll Mn in Gehalten von mindestens 0,2 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorliegen. Mn weist zudem eine hohe Affinität zum Schwefel (S) auf, der herstellungsbedingt meist in Form von unvermeidbaren Verunreinigungen im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorliegt. Durch bevorzugte Zugabe von Mn-Gehalten von mindestens 0,5 Gew.- % kann durch diese Affinität der Schwefel abgebunden zu MnS werden und so die Bildung versprö- dender Phasen (z. B. FeS) vermieden werden. Des Weiteren unterdrückt Mn bei höheren Gehalten die Bildung von Perlit und Zementit und fördert auf diese Weise die Entstehung von Cr-haltigen Karbonitrid-Ausscheidungen auf Basis der erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalte an Nb und optional an Ti. Aus diesem Grund ist im erfindungsgemäßen Stahl besonders bevorzugt ein Mn-Gehalt von mindestens 1,4 Gew.-% vorgesehen.
Mn neigt zur Ausbildung von Seigerungen über die Materialdicke, welche die mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verschlechtern. Solche Seigerungen können durch einen Grenzwert des Mn-Gehalts von maximal 2,5 Gew.-% eingedämmt werden. Des Weiteren kann bei höheren Mn-Gehalten die Schweißeignung und das Umformverhalten des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts negativ beeinflusst werden. Bevorzugt können durch eine Beschränkung des Mn-Gehalts auf maximal 2,2 Gew.-% die negativen Effekte auf die Fügbarkeit weitestgehend unterdrückt werden.
Wie Silizium (Si) kann auch Aluminium (AI) als Legierungselement eingesetzt werden. Bei der Stahlherstellung wird AI üblicherweise zur Beruhigung der Schmelze eingesetzt. Durch die Abbindung des Sauerstoffs zu AI203 wird das Aufsteigen von Sauerstoffblasen vermieden. Im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ist, um diesen Effekt auszunutzen, ein Al-Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-% notwendig.
Neben der Funktion als Desoxidationsmittel in der Stahlschmelze, welche durch die hohe Sauerstoffaffinität des Aluminiums zustande kommt, wird AI auch zur Kornfeinung genutzt. So bindet AI ebenfalls das optionale Legierungselement Stickstoff (N) und es bilden sich Aluminiumnitride. Diese verbessern die Keimbildung und behindern durch die resultierend hohe Keimdichte das Kornwachstum, wodurch mehr kleine Körner entstehen und die Zähigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gesteigert wird. Für die Kornfeinung ist vorzugsweise ein Al-Gehalt von mindestens 0,02 Gew.-% erforderlich.
Durch die hohe Affinität zum Sauerstoff vergröbern die resultierenden AI2O3-Partikel bei hohen Al- Gehalten. Um die Ausscheidung grober Partikel, die einen negativen Einfluss auf die mechanischtechnologischen Eigenschaften und auf den Reinheitsgrad haben, zu verhindern, sollte ein Al-Gehalt von maximal 0,5 Gew.-% nicht überschritten werden. Bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes wirkt sich der enthaltene Al-Gehalt auf die Vergießbarkeit aus. Um eine gute Vergießbarkeit zu gewährleisten, ist vorzugsweise ein Al-Gehalt von maximal 0,2 Gew.-% einzustellen. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt mit einem Al-Gehalt von bevorzugt maximal 0,06 Gew.-% führt zur optimalen Ausnutzung des zulegierten Aluminiums, wenn keine Anforderungen an die Dichtereduktion bestehen.
Das Mikrolegierungselement Niob (Nb) ist im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden, um eine Festigkeits- und Zähigkeitsteigerung durch Kornfeinung und Aushärtung zu erzielen. Auch Titan (Ti) kann zur Festigkeits- und Zähigkeitsteigerung durch Kornfeinung und Aushärtung hinzugegeben werden.
Die zugrundeliegenden Mechanismen sind u. a. die Behinderung des Austenitkornwachstums, die Verzögerung der Rekristallisation während des Warmwalzens und die Ausscheidungsbildung in Form von Titan- und/oder Niobnitriden, Titan- und/oder Niobkarbiden sowie Titan- und/oder Niob- karbonitriden. Eine Behinderung des Austenitwachstums wird bereits beim Aufheizen der Bramme zu Beginn des Warmwalzens durch die stabilen Niobnitride und optional durch Titannitride erreicht. Im weiteren Verlauf des Warmwalzens führt die Bildung neuer temperaturabhängiger und/oder verformungsinduzierter Ausscheidungen zu einer zusätzlichen Wachstumsblockade. Zu einer Verzögerung der Rekristallisation kommt es zum einen durch die Verlangsamung der Bewegung von Versetzungen, Korngrenzen und Subkorngrenzen durch das Mitschleppen gelöster Niobatome und optional gelöster Titanatome. Zum anderen führt die verformungsinduzierte Ausscheidung sehr feiner Niobpartikel und optional sehr feiner Titanpartikel zu einer Verzögerung der Rekristallisation, da Korngrenzen und Versetzungen fixiert werden und somit die Keimbildung der Rekristallisation behindert wird.
Am Haspel kommt es zu einer Aushärtung durch weitere Ausscheidungen. In Abhängigkeit von der Haspeltemperatur bilden sich unterschiedlich viele und große inkohärente, teilkohärente oder kohärente Niobpartikel und optional Titanpartikel, die unterschiedliche stark zu einer Festigkeitssteigerung beitragen.
Um letztendlich einen Effekt der Kornfeinung und Aushärtung über oben genannte Mechanismen zu erhalten, müssen mindestens 0,002 Gew.-% Nb, bevorzugt 0,005 Gew.-% Nb, besonders bevorzugt 0,01 Gew.-% Nb zulegiert sein. Ein Titan-Gehalt von mindestens 0,0015 Gew.-%, bevorzugt 0,002 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,001 Gew.-% kann ebenfalls den Effekt der Kornfeinung und Aushärtung über oben genannte Mechanismen begünstigen.
Wenn der Gehalt an Nb 0,15 Gew.-%, bevorzugt 0,12 Gew.-%, besonders bevorzugt 0,08 Gew.-% überschreitet, wird der obige Effekt gesättigt und die Wirtschaftlichkeit aufgrund der steigenden Kosten verringert.
Der Gehalt an Ti wird aufgrund des gesättigten Effekts und der Wirtschaftlichkeit auf 0,24 Gew.-%, bevorzugt auf 0,22 Gew.-%, besonders bevorzugt auf 0,2 Gew.-% beschränkt.
Der Gehalt an Ti und Nb insgesamt liegt wünschenswerterweise im Bereich von 0,05 Gew.-% bis 0,22 Gew.-%, bevorzugt im Bereich von 0,06 Gew.-% bis 0,20 Gew.-%, besonders bevorzugt im Bereich von 0,09 Gew.-% bis 0,15 Gew.-%.. Silizium (Si) wird optional bei der Erzeugung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts als Desoxidationsmittel eingesetzt und trägt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt zur Verbesserung der Festigkeitseigenschaften bei. Hierzu sind mindestens 0,01 Gew.-% Si erforderlich. Si-Gehalte von mehr als 0,6 Gew.-% würden die Oberflächenbeschaffenheit und die Zähigkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Materials beeinträchtigen, insbesondere die Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts erzeugten Schweißnaht, so dass die Gehalte über 0,6 Gew.-% nicht gewünscht sind. Darüber hinaus könnten zu hohe Si-Gehalte die Schweißbarkeit verschlechtern. Um diese negativen Einflüsse sicher zu vermeiden und insbesondere eine optimierte Oberflächenqualität zu gewährleisten, kann der Si-Gehalt bevorzugt auf 0,3 Gew.-% begrenzt werden. Um die Bildung von Rotzunder vollständig zu vermeiden, welcher durch seine isolierende Wirkung die Effizienz des Kühlwassers deutlich reduziert, ist der Si-Gehalte besonders bevorzugt auf 0,06 Gew.-% einzuschränken.
Chrom (Cr) kann als optionales Element in bestimmten Konzentrationen zur Festigkeitssteigerung beitragen. Hierbei wirken vordergründig die Mechanismen der Ausscheidungs- und Mischkristallverfestigung. Ab einem Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% werden diese Mechanismen deutlich und ein Festigkeitsanstieg messbar.
Zudem hat Chrom die Eigenschaft die Vergröberung anderer Ausscheidungen zu verhindern, um so die Streckgrenze zu erhöhen und gleichzeitig die Zähigkeit zu verbessern. Um diesen weiteren Mechanismus effektiv nutzen zu können, ist bevorzugt ein Gehalt von mindestens 0,08 Gew.-% Cr notwendig.
Aus fügetechnologischen Gesichtspunkten ist ein zu hoher Gesamtgehalt von Cr hinderlich, da die Schweißbarkeit mit steigendem Gehalt merklich abnimmt. Um die Fügbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu gewährleisten, ist der Gehalt an Cr auf maximal 1,5 Gew.-% zu limitieren. Da grobe Karbide die mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts negativ beeinflussen, ist der Cr-Gehalt bevorzugt auf maximal 1,2 Gew.-% zu begrenzen. Damit bei verzinkten Stählen Haftungsprobleme reduziert und die Anzahl unverzinkter Stellen begrenzt wird, muss eine ausgeprägte Korngrenzenoxidation am Haspel nach dem Warmwalzen und eine ausgeprägte selektive Oxidation, die während einer Wärmebehandlung auftreten kann, reduziert werden. Eine Reduzierung auf ein unkritisches Maß ist möglich, wenn der Cr-Gehalt besonders bevorzugt auf höchstens 0,7 Gew.-% eingeschränkt wird.
Ähnliche Eigenschaften wie Chrom weist das optionale Legierungselement Molybdän (Mo) auf. Um das Festigkeitsniveau eines erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes zu erreichen, ist ein Mo-Ge- halt von mindestens 0,01 Gew.-% einzustellen. Hierbei wirken vordergründig die Mechanismen der Ausscheidungs- und Mischkristallverfestigung. Molybdän (Mo) hat anlag zu Chrom die Eigenschaft die Vergröberung anderer Ausscheidungen zu verhindern, um so die Streckgrenze zu erhöhen und gleichzeitig die Zähigkeit zu verbessern. Um diesen Mechanismus effektiv nutzen zu können, ist bevorzugt ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% Mo notwendig.
Von einer Erhöhung des Mo-Gehalts oberhalb von 1,0 Gew.-% wird aus wirtschaftlichen Gründen abgeraten, da dies keinen mechanisch-technologischen Nutzen nach sich zieht und die Kosten unnötig steigert. Die steigende Festigkeit durch die Zugabe von Mo korreliert mit einer sinkenden Dehnbarkeit, wodurch schmiedende und andere umformende Fertigungsprozesse bei der Bearbeitung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wesentlich beeinflusst werden. So ist der Mo- Gehalt bevorzugt auf maximal 0,7 Gew.-% zu limitieren, um die Schmiedbarkeit des Stahlflachprodukts nicht zu gefährden. Ein erhöhter Mo-Gehalt hat außerdem eine steigernde Wirkung auf den Haltepunkt Ai, bevorzugt Ari zur Folge, was bei bevorzugten Mo-Gehalten von maximal 0,30 Gew. % noch zu keinen Problemen bei der erfindungsgemäßen Herstellung des Stahlflachprodukts führt.
Vanadium (V) kann optional zur Steigerung des Streckgrenzen- und Festigkeitsniveaus infolge der Bildung Karbonitriden eingesetzt werden. Durch die Ausscheidung von Vanadiumkarbonitriden kommt es zur Kornfeinung und Aushärtung. Um eine erste sichtbare Wirkung durch Vanadium zu erhalten, sind Gehalte > 0,008 % erforderlich. Aus wirtschaftlicher Sicht ist von V-Gehalten, die 0,5 Gew.-% überschreiten, abzuraten, da die geringe Eigenschaftsverbesserung die deutliche Kostensteigerung nicht rechtfertigt. Um eine Vergröberung der Ausscheidungen zu verhindern, wird bevorzugt von V-Gehalten von über 0,2 Gew.-% abgeraten. Zur optimalen Ausnutzung der Wirkmechanismen sind vorzugsweise V-Gehalte von maximal 0,15 Gew.-% beizufügen. Kupfer (Cu) ist ein Begleitelement und kann optional auf max. 0,5 % begrenzt werden. In zu hohen Gehalten verschlechtert es die Schweißbarkeit und kann durch seine starke Neigung zur Entmischung im Stahl zu einer fehlerhaften Oberfläche führen. Zudem hat Cu einen negativen Einfluss auf die Gießbarkeit. Um jeden negativen Einfluss von Cu zu vermeiden, beträgt die zulässige Obergrenze des Cu-Gehalts im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt bevorzugt 0,2 Gew.-%, besonders bevorzugt weniger als 0, 1 Gew.-%. In geringeren Gehalten kann Kupfer allerdings in Form von feinsten Ausscheidungen zur Festigkeitssteigerung beitragen. Um diesen positiven Effekt zu bewirken, sind bevorzugt Gehalte > 0,02 % einzusetzen.
Das optionale Legierungselement Nickel (Ni) steigert an der Oberfläche die Adhäsion zwischen Zunderschicht und Stahlsubstrat und ist daher gerade bei Beizprozessen unerwünscht. Zudem erhöht es die Materialkosten und wird daher nicht oder nur in sehr geringen Mengen zulegiert, sofern dies nicht zur Erreichung der mechanisch-technologischen Eigenschaften notwendig ist, wo es hauptsächlich zur Verbesserung der Zähigkeit eingesetzt wird. Um die Materialkosten nicht unnötig in die Höhe zu treiben, wird der Nickelgehalt auf maximal 0,5 % begrenzt. Um den Beizprozess zu erleichtern und die Adhäsion zwischen Zunderschicht und Stahlsubstrat zu limitieren, wird der Nickelgehalt bevorzugt unter 0,25 %, besonders bevorzugt unter 0,15 % gehalten. Um die zähigkeitssteigernde Wirkung von Nickel zu nutzen, wird bevorzugt mindestens 0,04 % Ni zulegiert.
Bor (B) ist im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional in Gehalten von bis zu 0,0025 Gew.- % vorhanden. B wirkt sich günstig auf die Festigkeitseigenschaften und die Härtbarkeit des Stahls aus, aus dem das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt besteht. Diese günstige Wirkung von B kann dadurch genutzt werden, dass für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt B-Gehalte von bevorzugt mindestens 0,0005 und besonders bevorzugt mindestens 0,0015 eingesetzt, gleichzeitig aber auf B-Gehalte von bevorzugt maximal 0,0020 Gew.-% begrenzt werden. B-Gehalte von mehr als 0,0025 Gew.-% würden die Zähigkeitseigenschaften verschlechtern.
Calcium (Ca) kann im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts optional vorhanden sein, um im Gefüge des Stahlflachprodukts nichtmetallische Einschlüsse einzuformen, damit die Zähigkeit verbessert wird. Ab einem Ca-Gehalte von 0,0005 % wird dieser Effekt sichtbar. Liegt der Ca- Gehalt oberhalb von 0,01 Gew.-%, kann dies allerdings eine negative Wirkung auf den Reinheitsgrad der Schmelze haben und beim Vergießen des Stahls zu Fehlern in der Schale des jeweils gegossenen Zwischenprodukts führen. Um einen negativen Effekt auf die Mechanik und die Walzbarkeit sicher vermeiden zu können, sind bevorzugt Ca-Gehalte von kleiner oder gleich 0,005 Gew.- %, besonders bevorzugt von kleiner oder gleich 0,002 Gew.-% einzustellen.
Phosphor (P) und Schwefel (S) sind Verunreinigungen, die im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt unerwünscht sind, weil sie dessen mechanische Eigenschaften, insbesondere die Kerbschlagarbeit und die Umformbarkeit, verschlechtern. Um jeden Einfluss dieser herstellungsbedingt jedoch unvermeidbaren Begleitelemente zu vermeiden, wird für den P-Gehalt eine Obergrenze von 0,03 Gew.-%, bevorzugt von 0,02 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,015 Gew.-% festgelegt und für den S-Gehalt eine Obergrenze von 0,008 Gew.-%, bevorzugt von 0,005 Gew.-%, besonders bevorzugt von 0,003 Gew.-% fixiert.
Stickstoff (N) ist ebenfalls eine herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigung und sollte auf maximal 0,02 Gew.-% begrenzt werden, da Stickstoff bei zu hohen Gehalten die Zähigkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verschlechtert. Ist Titan legiert, so kommt es bei hohen Gehalten zusätzlich zur Bildung vieler grober entarteter Titannitride, die aufgrund ihrer Größe und Form als scharfkantige Bruchstelle wirken und sich somit negativ auf die Umformbarkeit auswirken können. Eine Begrenzung des N-Gehaltes auf 0,012 Gew.-%, besonders bevorzugt auf 0,008 Gew.-% ist aus diesen Gesichtspunkten sinnvoll.
Da Stickstoff bei Anwesenheit von Aluminium feinste Aluminiumnitride bilden kann, welche die Keimbildung verbessern und das Kornwachstum behindern, ist besonders bevorzugt die Einstellung eines Mindestgehalts von 0,002 Gew.-% möglich.
Neben den Pflichtelementen und optionalen Legierungselementen des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht der Restanteil aus Eisen sowie aus Elementen, deren Anwesenheit herstellungsbedingt unvermeidbar ist. Die Gehalte solcher Verunreinigungen sind dabei im wirtschaftlichen und mit vertretbarem technischen Aufwand realisierbaren Rahmen möglichst gering zu halten. Insbesondere weist das warmgewalzte Stahlflachprodukt eine Dicke dw von 1,0 mm bis 6 mm, insbesondere bis 4 mm auf. Aufgrund des angestrebten Einsatzprofils beträgt die Dicke bevorzugt mindestens 1,5 mm, um hinreichend steife Konstruktionen zu ermöglichen.
Die Zugfestigkeit Rm des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes, welche nach DIN-EN ISO 6892 ermittelt wird, beträgt in einer bevorzugten Weiterbildung mindestens 550 MPa, um eine ausreichende Festigkeit für konstruktive Anwendungen sicherzustellen. Insbesondere beträgt die Zugfestigkeit mindestens 650 MPa, um effiziente Konstruktionen zu ermöglichen. Die Zugfestigkeit wird bevorzugt an Längsproben ermittelt. Für Enddicken dw kleiner 3 mm wird nach DIN-EN ISO 6892- 1, Probenform 2 (Anhang B Tab. Bl) (Stand 2020-06) gemessen, für Enddicken dw von größer oder gleich 3 mm wird nach DIN-EN ISO 6892-1 die Proportionalprobengröße gemäß D.2.3.1 berechnet (Stand 2020-06).
Bei einer speziellen Weiterbildung weist das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt für Dicken dw von kleiner 3,0 mm eine Bruchdehnung A80 von mindestens 14% auf, um eine ausreichende Umformung zu gewährleisten. Die Bruchdehnung A80 wird nach der DIN-EN ISO 6892-1 gemessen und gibt die Verformungsfähigkeit des Stahlflachprodukts wieder.
Insbesondere weist das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt für Dicken dw von größer oder gleich 3,0 mm eine Bruchdehnung Aprop von mindestens 17% auf. Die Bruchdehnung Aprop wird nach der DIN-EN ISO 6892-1 gemessen und gibt die Verformungsfähigkeit des Stahlflachprodukts wieder. Die Bruchdehnung Aprop wird bevorzugt an Längsproben ermittelt.
Bei einer bevorzugten Weiterbildung weist das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt eine Lochaufweitung von mindestens 40% auf. Der Lochaufweitungsversuch ist ein Verfahren zur Ermittlung der Umformeigenschaften von Blechkanten und dient der Bestimmung der Kantenrissempfindlichkeit. Die Lochaufweitung kann nach ISO 16630 gemessen werden. Die Lochaufweitung beträgt bevorzugt mindestens 45%, besonders bevorzugt mindestens 50%. Zwischen dem Ausstanzen des Lochs und dem Umformen mittels eines konischen Stempels muss eine Zeit von maximal einer Stunde liegen. Bei einer speziellen Weiterbildung weist das das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt eine Oberflächenbeschichtung auf. Die Oberflächenbeschichtung dient dem Korrosionsschutz und kann das visuelle Erscheinungsbild der Oberfläche des warmgewalzten Stahlflachprodukts verändern. Es wird besonders bevorzugt eine zinkbasierte Beschichtung als Oberflächenbeschichtung aufgebracht. Eine zinkbasierte Beschichtung enthält einen Zinkgehalt von größer oder gleich 90 Gew.- %, insbesondere von größer oder gleich 92 Gew.-%. Bevorzugt sind als weitere Legierungselemente Magnesium und/oder Aluminium in der Beschichtung enthalten, jeweils in Gehalten bis maximal 5 Gew.-%, Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen. Die zinkbasierte Beschichtung kann unvermeidbare Verunreinigungen enthalten. Die Gehalte solcher Verunreinigungen sind dabei im wirtschaftlichen und mit vertretbarem technischen Aufwand realisierbaren Rahmen möglichst gering zu halten.
Die erfindungsgemäße Aufgabe wird ebenfalls durch ein Verfahren zur Herstellung eines zuvor beschriebenen Stahlflachprodukts gelöst. Dabei umfasst das Verfahren die folgenden Arbeitsschritte:
- Erzeugen einer Stahlschmelze mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung (in Gew.-%):
C: 0,02 - 0,15%
Mn: 0,2-2, 5%
AI: 0,01 - 0,5%
Nb: 0,002 - 0,15%
Optional eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsanteil:
Ti: 0,0015 - 0,24%
Si: 0,01 - 0,6%
Cr: < 1,5%
Mo: < 1,0%
V: < 0,5%
Cu: < 0,5%
Ni: < 0,5 %
B: < 0,0025%
Ca: < 0,01% Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen;
- Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt in Form eines Blocks, einer Bramme oder einer Dünnbramme;
- Optionales Durcherwärmen des Vorproduktes auf eine Austenitisierungstemperatur TWE zwischen 1100°C und 1350°C;
- Warmwalzen des Vorproduktes zu dem warmgewalzten Stahlflachprodukt mit aufeinanderfolgenden einzelnen Stichabnahmen, wobei die einzelnen Stichabnahmen £<RLT unterhalb der Rekristallisationstemperatur RLT summiert werden; und die einzelnen Stichabnahmen E>RLT oberhalb der Rekristallisationstemperatur RLT summiert werden; und für das Verhältnis der Summen von E>RLT ZU E<RLT gilt:
Figure imgf000018_0001
- Einstellen einer Warmwalzendtemperatur TEW , die mindestens 840 °C und maximal 960°C beträgt;
- Haspeln des auf die Kühlstopptemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachproduktes zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von mindestens 500°C und maximal 650°C;
Anlassen des Stahlflachproduktes bei einer Glühtemperatur TG von mindestens 630°C und einer Haltezeit tG von mindestens 20 Sekunden. Die genannte Stahlschmelze kann bevorzugt auch eines oder mehrere optionale Elemente enthalten oder bevorzugte Elementgehalte aufweisen, die mit Bezug zum Stahlflachprodukt ausführlich erläutert wurden.
Das Warmwalzen des erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachproduktes kann in einer konventionellen Warmbandstraße erfolgen, wobei Brammen in einem mehrstufigen reversierenden Vorwalzprozess und einem anschließendem mehrgerüstigen Fertigwalzprozess auf die geforderte Dicke ausgewalzt werden.
Das Warmwalzen des erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachproduktes kann auch in einer Compact Strip Production-Anlage (CSP-Anlage) direkt aus stranggegossenem Vormaterial erfolgen, welches unmittelbar nach der Erstarrung über einen Ausgleichsofen in eine mehrgerüstige Warmwalzstraße geleitet und dort in mehreren Walzstichen auf die geforderte Fertigdicke ausgewalzt wird.
Beim Fertigwalzen wird in einem mehrgerüstigen Walzprozess aus dem Vorband bzw. aus der Dünnbramme ein Fertigband mit der gewünschten Banddicke dw ausgewalzt. Mit „mehrgerüsti- gem“ Walzprozess sind mindestens drei aufeinanderfolgende Stichabnahmen gemeint. Die Anzahl der Stichabnahmen wird in Abhängigkeit von der Fertigbanddicke gewählt.
Um das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt erzeugen zu können, ist es wichtig, bereits beim Warmwalzen die Vorgänge in der Fertigstraße zu kontrollieren.
Das Warmwalzen des Vorproduktes zu dem warmgewalzten Stahlflachprodukt erfolgt mit aufeinanderfolgenden einzelnen Stichabnahmen, wobei die einzelnen Stichabnahmen £<RLT unterhalb der Rekristallisationstemperatur RLT summiert werden und die einzelnen Stichabnahmen E>RLT oberhalb der Rekristallisationstemperatur RLT summiert werden und für das Verhältnis der Summen von £>RLT ZU E<RLT gilt:
Figure imgf000020_0001
Für das Verhältnis der Summen von £>RLT ZU £<RLT gilt bevorzugt mindestens 1,0 und besonders bevorzugt mindestens 1,5. Wird vollständig oberhalb RLT gewalzt, so wird in der Gleichung (1) durch eins dividiert.
£ ist dabei die Abmessungsänderung je Stich in Dickenrichtung in [%]. Diese wird wie folgt berechnet:
Figure imgf000020_0002
Dabei stellt hi die Dicke nach dem Stich und h0 die Dicke vor dem Stich dar und da das Ergebnis der jeweiligen Dickenabnahme negativ ist, wird der jeweilige Betrag der Dickenabnahme s für die Gleichung (1) verwendet.
Die Rekristallisationstemperatur RLT stellt dabei die Temperatur dar, unterhalb derer eine vollständige Rekristallisation zwischen zwei Stichabnahmen nicht mehr möglich ist. Die RLT wird dabei gemäß der folgenden Formel berechnet:
Figure imgf000020_0003
Die Gleichung für RLT wurde an die Gleichung von Bai 2011 angelehnt, die in GORNI, Antonio Augusto: Steel Forming and Heat Treating Handbook, 2019, S. 14 bis 15 zu finden ist. Wird das Verhältnis aus den einzelnen Stichabnahmen £<RLT unterhalb der Rekristallisationstemperatur RLT und den einzelnen Stichabnahmen E>RLT oberhalb der Rekristallisationstemperatur RLT nach Gleichung (1) nicht erfüllt, so kann nach dem Warmwalzen ein über Banddicke zu inhomogenes Gefüge mit einem zu hohen Anteil an versetzungsreichen und gestreckten Körnern entstehen, welches in einer zu hohen Gefügespannung resultiert. Aus einem solchen Ausgangsgefüge können, unabhängig von der Einhaltung der Bedingungen während des Anlassprozesses, nicht die erfindungsgemäßen Werkstoffeigenschaften sichergestellt werden. Durch das Einhalten von Gleichung (1) ergibt sich der erfindungsgemäße KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm von kleiner 2,0°.
Die Warmwalzendtemperatur TEw sollte mindestens 840 °C und maximal 960°C betragen, bevorzugt mindestens 850°C und besonders bevorzugt mindestens 860°C. Bei einer Unterschreitung der Warmwalzendtemperatur TEW kann es zu einer zu starken Umformung unterhalb RLT kommen, wodurch die Einhaltung der Gleichung (1) nicht mehr gewährleistet werden kann. Der Grund liegt in einer zu starken Reduktion der Walzgeschwindigkeit. Der Temperaturverlust bei der Umformung zwischen den einzelnen Walzgerüsten ist in Summe zu hoch. Dieser höhere Temperaturverlust führt dazu, dass zu viele Walzstiche unterhalb RLT stattfinden, so dass die Gleichung (1) nicht mehr sicher eingehalten werden kann.
Ein weiterer Grund die Warmwalzendtemperatur TEW nach unten zu begrenzen ist die Ebenheit. Wird im letzten Gerüst bei zu niedrigen Temperaturen umgeformt, so ist eine erhöhte Anfälligkeit gegen Mitten- und/oder Randwellen vorhanden, die die Qualität des Bandes negativ beeinflussen. Durch die Begrenzung der Warmwalzendtemperatur TEW nach oben wird die Walzgeschwindigkeit nach oben begrenzt und somit die Einhaltung der Pausenzeiten X gewährleistet.
Durch die gezielte Steuerung der einzelnen Stichabnahmen E<RLT unterhalb und/oder der einzelnen Stichabnahmen E>RLT oberhalb der Rekristallisationstemperatur RLT und die Wahl der Warmwalzendtemperatur TEW während des Warmwalzverfahrens soll eine Begrenzung der Kornstreckung erfolgen, die wiederum zu einer besseren Gefügehomogenität über Banddicke und zu dem erfindungsgemäßen KAM-Wert führt. Bei einer speziellen Ausgestaltung des Verfahrens wird zwischen allen Stichabnahmen, die oberhalb RLT durchgeführt werden, eine aufsummierte Pausenzeit X eingehalten, für die gilt:
Figure imgf000022_0001
Dabei steht für eine einzelne Pausenzeit zwischen zwei Stichabnahmen, 3 i und n stellen die Anzahl der Stichabnahmen oberhalb von RLT dar und es gilt n > 2.
Durch das Einhalten der aufsummierten Pausenzeit nach Gleichung (5) entsteht während des Warmwalzen ein relativ homogenes Gefüge über die Banddicke mit einem niedrigen Anteil an versetzungsreichen und gestreckten Körnern, was in einer reduzierten Gefügespannung resultiert und zu dem erfindungsgemäßen KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm von kleiner 2,0° beiträgt. Die Einhaltung der Pausenzeiten X ist wichtig, um den Mechanismus der Kornneubildung und des Kornwachstums die erforderliche Zeit zu geben, damit der KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm von kleiner 2,0° ausgebildet werden kann.
Das Haspeln des auf die Kühlstopptemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachproduktes zu einem Coil erfolgt bei einer Haspeltemperatur von mindestens 500°C und maximal 650°C, bevorzugt mindestens 520°C und maximal 630°C, besonders bevorzugt mindestens 540°C. Die Haspeltemperatur hat einen Einfluss auf die Umwandlungshärtung, sowie auf die Ausscheidungshärtung und beeinflusst somit im Wesentlichen die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts. Das Abkühlen von Walzendtemperatur TEW auf Haspeltemperatur HT erfolgt bevorzugt mittels Wasserkühlung.
Eine zu tiefe Haspeltemperatur kleiner 500°C führt dazu, dass das Ausscheidungspotenzial eingefroren und somit die erfindungsgemäße Festigkeit und Bruchdehnung nicht mehr sicher eingestellt werden können. Zudem birgt eine Unterschreitung der Haspeltemperatur die Gefahr der Bildung von unerwünscht hohen Anteilen an Bainit und somit die Bildung eines Mischgefüges mit der Folge der Nichteinhaltung der hochfesten Materialeigenschaften. Eine zu hohe Haspeltemperatur größer 650°C führt zu einem unerwünschten Kornwachstum, was zwar positiv auf die Bruchdehnung wirkt, aber eine zu hohe Einbuße in der Festigkeit bedingt. Zudem kann es zur Bildung von harten groben Perlitinseln kommen, die gegenüber der Hauptphase ein anderes Niveau der lokalen Missorientierung aufweisen und somit einen KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm von kleiner 2,0° gefährden. Des Weiteren können die harten groben Perlitinseln als Kerbe zusätzlich die Schneidqualität negativ beeinflussen.
Durch die vorgegebene Haspeltemperatur soll die Entstehung einer unerwünschten zweiten Phase oder eines Mischgefüges verhindert bzw. begrenzt werden. Durch die Haspeltemperatur wird die Ausscheidungshärtung gesteigert und dies dient auch zur Einstellung der geforderten Zugfestigkeit Rm.
Das Anlassen des Stahlflachproduktes erfolgt bei einer Glühtemperatur TG von mindestens 630°C, bevorzugt bei einer Glühtemperatur TG von maximal 750°C, besonders bevorzugt bei einer Glühtemperatur TG von mindestens 650°C und maximal 750°, und einer Haltezeit tG von mindestens 20 Sekunden, bevorzugt von mindestens 30 Sekunden, besonders bevorzugt von mindestens 40 Sekunden und maximal 200 Sekunden. Der Glühprozess ist zur Einstellung des erfindungsgemäßen KAM-Wertes erforderlich.
Bei einer Unterschreitung der Anlassglühtemperatur TG und/oder Haltezeit tG kann nicht sichergestellt werden, den KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm von kleiner 2,0° einzustellen. Der Grund dafür ist, dass eine zu niedrige Anlassglühtemperatur TG bzw. zu geringe Haltezeit tG keinen ausreichenden Versetzungsabbau innerhalb der noch nicht vollständig rekristallisierten Körner verursacht. Die vorliegende Gefügespannung wäre ohne Einhaltung der Anlassglühparameter zu hoch, wodurch der KAM-Wert nicht sicher erreicht werden kann. Im Anlassschritt wird durch eine kontrollierte Wärmeeinbringung eine Gefüge-Erholung erreicht.
Bei einer Überschreitung der Anlassglühtemperatur TG bzw. bei einer Überschreitung der Haltezeit tG kann es zu einer sehr starken Gefügeveränderung kommen, wodurch es zur Bildung unerwünschter Gefügestrukturen wie Perlit und/oder Zementit kommen kann und wodurch es zu einem Festigkeitsabfall kommen kann. Harte und grobe Perlitinseln sollten reduziert bzw. vermieden werden, weil diese ein anderes Niveau der lokalen Missorientierung bzw. des KAM-Werts aufweisen und somit die Einstellung der erfindungsgemäßen Materialeigenschaften gefährden. Des Weiteren können die harten groben Perlit- und/oder Zementitinseln als Kerbe zusätzlich die Schneidqualität negativ beeinflussen.
In einer speziellen Ausführung kann das Anlassglühen separat in einer kontinuierlichen Glühanlage, wie z. B. einer Contiglühe, erfolgen.
Bei einer bevorzugten Variante wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt im Rahmen des Beschichtungsprozesses angelassen und beschichtet, insbesondere wird eine zinkbasierte Beschichtung aufgebracht, wobei die zinkbasierte Beschichtung durch Feuerverzinken aufgebracht werden kann. Das Aufbringen einer zinkbasierten Beschichtung wird Verzinken genannt. Die zinkbasierte Beschichtung enthält einen Zinkgehalt von größer oder gleich 90 Gew.-%, insbesondere von größer oder gleich 92 Gew.-%. Bevorzugt sind als weitere Legierungselemente Magnesium und/oder Aluminium enthalten, jeweils in Gehalten bis maximal 5 Gew.-%, Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen. Die zinkbasierte Beschichtung kann unvermeidbare Verunreinigungen enthalten. Die Gehalte solcher Verunreinigungen sind dabei im wirtschaftlichen und mit vertretbarem technischen Aufwand realisierbaren Rahmen möglichst gering zu halten.
In einer alternativen Ausführung kann der Anlassschritt vor dem Beschichtungsprozess erfolgen, insbesondere wird eine zinkbasierte Beschichtung nach dem Anlassschritt aufgebracht, wobei die zinkbasierte Beschichtung insbesondere durch eine elektrolytische Verzinkung aufgebracht werden kann.
Beim Verzinken wird das Stahlflachproduktes mit einem metallischen Überzug versehen, um einen wirkungsvollen Korrosionsschutz zu erzeugen. Hierbei wird zwischen Feuerverzinken und elektrolytischem Verzinken unterschieden. Die zinkbasierte Beschichtung weist bevorzugt eine Dicke zwischen 2 und 20 pm auf.
Beim Feuerverzinken wird das Stahlflachprodukt zunächst in einem Glühofen unter Schutzgas auf die notwendige Beschichtungstemperatur aufgeheizt, ehe dieses in einer flüssigen Metallschmelze mit einem metallischen Überzug versehen wird. Die genaue Überzugsdicke wird dabei durch verschiedene Konfigurationsmöglichkeiten der Abstreifdüsen eingestellt. Beim elektrolytischen Verzinken wird der metallische Überzug durch die galvanische Abscheidung von Zink auf das Stahlflachprodukt aufgebracht. Die Zinkschichtdicke wird hierbei über den Stromfluss geregelt.
Zur Verbesserung des Oberflächenerscheinungsbilds und zur präzisen Einstellung der mechanischen Eigenschaften erfolgt in einer besonderen Ausführung nach dem Anlassschritt und/oder Beschichtungsschritt optional noch ein Dressiervorgang. Das Dressieren kann inline an einer Durch- laufglühe oder in einer Verzinkungsanlage erfolgen, ist aber auch nach dem Anlassen und / oder Beschichten in einem weiteren Schritt an einem gesonderten Dressiergerüst möglich.
Die Einstellung der einzelnen Stichabnahmen oberhalb und unterhalb der RLT, die Einstellung der Warmwalzendtemperatur TEW sowie die Haspel- und Anlasstemperatur haben einen entscheidenden Einfluss auf die Begrenzung der Kornstreckung und die Einstellung eines möglichst homogenen Gefüges über die Banddicke, auf die Vermeidung bzw. Reduktion von unerwünschten zweiten Phasen oder Mischgefügen, sowie auf die Gefüge-Erholung durch eine reduzierte Gefügespannung im Werkstoff. Durch einen gezielten Warmwalzprozess kann die Bildung unterschiedlich starker Kornstreckungen mit unterschiedlich starken korninternen Versetzungsdichten reduziert werden. Durch einen nachfolgenden Anlassprozess kommt es zum Abbau von weiteren Versetzungen und zum Platzwechsel von Atomen auf energetisch günstigere Plätze. Hierdurch wird der KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm auf kleiner 2,0° begrenzt und dadurch auch die Rissbildung und Rissempfindlichkeit beim Schneiden und Stanzen reduziert. Das Resultat sind gute Schnittkanten.
Verwendung findet das warmgewalzte Stahlflachprodukts beispielsweise in Fahrwerksteilen, Strukturbauteilen oder Sitzen für die Automobilindustrie, insbesondere im Bereich der Elektromobilität.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Figuren und Ausführungsbeispielen beschrieben:
Fig. 1 zeigt eine intakte Schnittkante, welche aus Glattschnittanteil (1) und Bruchanteil (2) besteht. Es handelt sich um eine mikroskopische Aufnahme mit 25facher Vergrößerung. Die Aufnahme zeigt ein unbeschichtetes Stahlflachprodukt. Fig. 2 zeigt eine Schnittkante mit makroskopischen Einriss (3). Es handelt sich um eine makroskopische Aufnahme an einem unbeschichteten Stahlflachprodukt.
Fig. 3 zeigt eine schematische Darstellung zur Beschreibung der KAM-Wertbestimmung.
In systematischen Labor- und Betriebsversuchen wurden insgesamt 10 Stahlschmelzen erzeugt, deren chemische Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind. Alle Angaben sind in Gew.- %. Alle Stahlschmelzen wurden entweder zu Brammen in einer konventionellen Stranggießanlage oder Dünnbrammen in einer Gießwalzanlage vergossen und anschließend warmgewalzt. Nach dem Warmwalzen wurden die erzeugten Stahlflachprodukte in einer Durchlaufglühe anlassgeglüht und teilweise anschließend elektrolytisch verzinkt oder teilweise nach dem Warmwalzen in einer Feuerverzinkungsanlage angelassen und verzinkt. Die Parameter der Erzeugung sind in Tabelle 2 angegeben.
Der Erzeugungsweg A erfolgte über die Warmbandstraße. Dies umfasst die Schritte Aufheizen der ausgekühlten Bramme, Vorwalzen und Entzundern, Fertigwalzen in mehreren Gerüsten unter Berücksichtigung der erfindungsgemäßen Parameter, Abkühlen mit Wasser und Aufwickeln am Haspel zu einem Coil bei der erfindungsgemäßen Haspeltemperatur (HT). Versuche über die Gießwalzanlage sind als Erzeugungsweg B gekennzeichnet und erfolgten über die Erzeugung von Dünnbrammen mit direkter Wiedererwärmung nach der vollständigen Erstarrung, wobei die Wiedererwärmung in der Regel niedriger liegt als in einer konventionellen Warmbandstraße. Nach der Entzunderung werden die Brammen in mehreren Stichen gewalzt und anschließend mit Wasser abgekühlt und bei einer Haspeltemperatur (HT) gehaspelt.
Nach dem Warmwalzen erfolgt ein Anlassschritt. Das Anlassen umfasst das Wiedererwärmen in einem Durchlaufglühofen auf die erfindungsgemäße Glühofentemperatur TG und Halten dieser entsprechend der erfindungsgemäßen Anlasszeit tG mit anschließendem Abkühlen.
Optional wird das Stahlflachprodukt im Anschluss an das Anlassen verzinkt. Soll das Stahlflachprodukt feuerverzinkt werden, so erfolgt das oben beschriebene Anlassen in einer Feuerverzinkungsanlage, wobei nach dem Anlassen ein erstes Abkühlen auf die Verzinkungstemperatur erfolgt, bei der das Eintauchen des Stahlflachproduktes in eine zinkbasierte Schmelze geschieht, um das Stahlflachproduktes mit einer metallischen Oberflächenbeschichtung zu versehen und einen wirkungsvollen Korrosionsschutz zu erzeugen. Im Anschluss erfolgt ein zweites Abkühlen auf Raumtemperatur.
Soll elektrolytisch verzinkt werden, so erfolgt nach dem Anlassen in einer Durchlaufglühe das Überziehen mit einer metallischen Oberflächenbeschichtung durch die galvanische Abscheidung von einer zinkbasierten Beschichtung in einer separaten elektrolytischen Verzinkungsanlage.
Die Abkürzung Z steht dabei für eine zinkbasierte Beschichtung mit mehr als 98 Gew.-% Zink, die Abkürzung ZM steht für eine zinkbasierte Beschichtung mit mehr als 90 Gew.-% Zink sowie maximal 5 Gew.-% Magnesium und/oder maximal 5 Gew.-% Aluminium und Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen und die Abkürzung EG steht für elektrolytisch verzinkt mit einer zinkbasierten Beschichtung mit mehr als 90 Gew.-% Zink sowie maximal 5 Gew.-% Magnesium und/oder maximal 5 Gew.-% Aluminium und Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen.
In Tabelle 3 sind neben den Werten der Kernel Average Misorientation (KAM) die Zugfestigkeit (Rm), Bruchdehnung (A80 und Aprop), die Rissempfindlichkeit, sowie die Lochaufweitung (LA) aufgeführt.
Die erfindungsgemäßen Versuche 1 und 2 zeigen, dass es durch die Einhaltung der erfindungsgemäßen Warmwalz- und Anlassparameter möglich ist, für die Zusammensetzung A die Rissempfindlichkeit unter 20% zu halten. Der nicht erfindungsgemäße Versuch 3 mit der Zusammensetzung A hat im Vergleich das geforderte Verhältnis des Gesamtumformgrades oberhalb RLT zu unterhalb RLT nicht eingehalten. Hierdurch kam es zu einem zu hohen KAM-Wert. Dieser nicht erfindungsgemäße hohe KAM-Wert führte letztlich zu deutlich mehr Schnittkanten mit makroskopischen Einrissen. Zudem wurden auch nur sehr geringe, nicht erfindungsgemäße Lochaufweitungswerte ermittelt.
In den erfindungsgemäßen Versuchen 4 bis 7 mit den chemischen Zusammensetzungen B und C konnte wieder durch die Einhaltung der erfindungsgemäßen Warmwalzparameter und Glühparameter ein niedriger KAM-Wert erzeugt werden und der Anteil an Schnittkanten mit makroskopischen Einrissen, sowie die Lochaufweitung, entsprechend der Erfindung eingehalten werden. Im nicht erfindungsgemäßen Versuch 9 mit der chemischen Zusammensetzung D wurde die Pausenzeit „X“ unterschritten. Das Resultat war eine Überschreitung des KAM-Wertes, aufgrund eines zu inhomogenen Gefüges und damit bedingt eine zu hohe Rissempfindlichkeit und geringe Lochaufweitungen. Bei den Versuchen 8 und 10, ebenfalls mit der Zusammensetzung D, wurde die Pausenzeit „X“ hingegen eingehalten und damit auch letztlich die erfindungsgemäßen Produkteigenschaften.
In den erfindungsgemäßen Versuchen 11 bis 14 wird deutlich, dass auch bei den chemischen Zusammensetzungen E und F die erfindungsgemäßen Werkstoffeigenschaften erreicht werden, wenn das geforderte Verhältnis des Gesamtumformgrades oberhalb RLT zu unterhalb RLT und die Pausenzeit „X“ beim Warmwalzen, sowie die Anlassbedingungen in der Durchlaufglühe bzw. in der Feuerverzinkungsanlage eingehalten werden.
In den erfindungsgemäßen Versuchen 15 bis 17 mit der chemischen Zusammensetzungen G wird erneut deutlich, dass auch bei dieser Analyse die Einhaltung einer der erfinderischen Fertigungsparameter wichtig ist, um die Werkstoffeigenschaften gemäß der Erfindung zu erhalten. Im Versuch 16 wurde nämlich, im Vergleich zu den Versuchen 15 und 17, die Anlasstemperatur von 630°C nicht erreicht mit dem Ergebnis schlechterer KAM-Werte und Rissempfindlichkeit.
In den erfindungsgemäßen Versuchen 18 bis 22 wird ersichtlich, dass der Stellenwert der chemischen Analyse nicht so hoch ist, wie der der Fertigungsparameter. Die Versuche mit den chemischen Zusammensetzungen H bis J zeigen, dass trotz unterschiedlicher Legierungselemente und Legierungsgehalte, die erfindungsgemäßen Eigenschaften bei den Stahlflachprodukten erreicht werden, wenn die Warmwalz- und Anlassbedingungen gemäß der Erfindung eingehalten werden.
Nicht erfindungsgemäße Beispiele sind mit einem “*“ gekennzeichnet, wobei außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben liegende Werte der betreffenden Ausführungsbeispiele unterstrichen sind.
Zur Ermittlung der mechanischen Kennwerte wie Zugfestigkeit (Rm) und Bruchdehnung (A80 und Aprop) wurden Zugversuche nach DIN-EN ISO 6892-1 an Längsproben der warmgewalzten Stahl- TI flachprodukte durchgeführt. Die Bruchdehnung für Dicken kleiner 3,0 mm wird als A80-Bruchdeh- nung gemessen (Messlänge Lo = 80 mm). Die Bruchdehnung für Dicken größer oder gleich 3,0 mm wird als Aprop-Bruchdehnung gemessen, wobei sich die Messlänge sich aus folgender Gleichung ergibt und So den Anfangsquerschnitt darstellt:
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Die Lochaufweitung wird nach ISO 16630 geprüft.
Der KAM-Wert (Kernel Average Misorientation) kann mittels der Electron Backscatter Diffraction (EBSD) Methode ermittelt werden, unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops mit einem Elektronen-Rückstreu-Beugungs-Bildgebungssystem. Zur Ermittlung eines KAM-Wertes werden hierzu für jeden Messpunkt die lokalen Missorientierungen bzw. lokalen Orientierungsdifferenzen zu allen Nachbar-Messpunkten berechnet. Für die EBSD-Messung wird ein Stück aus der Blechmitte des Stahlflachprodukts als Längsschliff präpariert, wobei die Blechmitte über Bandlänge die gesamte Länge darstellt, ausgenommen der ersten 30m am Bandanfang und der letzten 30m am Bandende, und über Bandbreite die gesamte Breite, ausgenommen der ersten 30 mm von der äußeren Bandkante entfernt an beiden Seiten. Damit die durch die Präparation erzeugten Verformungsspannungen entfernt werden können, werden die Proben bevorzugt nach einer finalen Politur mit 1 pm-Diamantsuspension zusätzlich besonders bevorzugt mit einer kolloidalen Silica-Sus- pension poliert, insbesondere wird die OPS-Politur der Firma Struers verwendet.
Fig. 3 zeigt eine schematische Darstellung zur Beschreibung eines Verfahrens zur KAM-Wertbe- stimmung. Um den KAM-Wert zu erhalten, wird bevorzugt eine Mehrzahl von polygonalen, insbesondere hexagonalen, Messpunktbereichen P in einem Messbereich des Stahlflachprodukts festgelegt. Die Messfeldgröße eines Messbereichs beträgt 230 pm x 185 pm, bevorzugt 90 pm x 90 pm. Die Messpunktbereiche P sind Messpunkte für den KAM-Wert. Der Messbereich wird durch einen Elektronenstrahl von Messpunkt zu Messpunkt mit einer Schrittweite von 250 nm, bevorzugt mit einer Schrittweite von 100 nm, gescannt. Der KAM-Wert wird für jeden Messpunktbereich P, der in dem Messbereich enthalten ist, berechnet. Alle Orientierungsdifferenzen werden als Beträge eingerechnet. Dementsprechend bilden die Messpunktbereiche P eine Kennzahl zum Anzeigen der Verteilung der lokalen Missorientierungen, und es wird ein arithmetischer Mittelwert über alle Messpunktbereiche P in einem Messbereich gebildet wird, um den KAM-Wert zu berechnen. Es wird ein Abschneidewert von 5° definiert, was bedeutet, dass lokale Missorientierungen eines Messpunktes P von größer 5° bei der Berechnung des KAM-Werts nicht berücksichtigt werden, um auf diese Weise den störenden Einfluss von Korngrenzen und Kleinwinkelkorngrenzen zu vermindern. Die Messbereiche werden mindestens 30 mm entfernt von den Bandkanten des Stahlflachprodukts gewählt, bevorzugt in 1/4- Lage des Stahlflachprodukts bezogen auf die Bandbreite. Die Messbereiche werden bevorzugt im Bereich der 1/3-Lage über die Dicke positioniert.
Bei der EBSD-Untersuchung werden punktweise Beugungsmuster aus dem Gefüge ausgewertet, um so die kristallografische Orientierung an diesem Punkt im Gefüge zu bestimmen. Für die KAM- Auswertung werden dann für jeden Messpunkt die Missorientierungen zu seinen Nachbarn bestimmt und die Beträge davon gemittelt. Dieser Mittelwert wird dem untersuchten Messpunkt als KAM-Wert zugeordnet. Die einzelnen KAM-Werte aller Messpunkte in einem Messbereich ergeben den gemittelten KAM-Wert. Da die Messpunkte bei der EBSD-Messung so angeordnet sind, dass aufeinanderfolgende Zeilen von Messpunkten jeweils um eine halbe Schrittweite gegeneinander versetzt sind, ergeben sich hexagonale Bereiche für jeden Messpunkt.
Wie in Fig. 3 gezeigt, werden, um den KAM-Wert des schraffierten Messpunktbereiches PI zu erhalten, die lokalen Missorientierungen zwischen dem Messpunktbereich PI und den Messpunktbereichen P2, P3, P4, P5, P6 und P7, die den Messpunktbereich PI umgeben, gemessen. Das heißt, die lokale Missorientierung zwischen dem Messpunktbereich PI und dem Messpunktbereich P2, die lokale Missorientierung zwischen dem Messpunktbereich PI und dem Messpunktbereich P3, die lokale Missorientierung zwischen dem Messpunktbereich PI und dem Messpunktbereich P4, die lokale Missorientierung zwischen dem Messpunktbereich PI und dem Messpunktbereich P5, die lokale Missorientierung zwischen dem Messpunktbereich PI und dem Messpunktbereich P6 und die lokale Missorientierung zwischen dem Messpunktbereich PI und dem Messpunktbereich P7 wird gemessen. Dann werden die Beträge der sechs lokalen Missorientierungen gemittelt. Der Wert, der dabei erhalten ist, ist der KAM-Wert des Messpunktbereichs PI . Aus den einzelnen KAM- Werten jedes Messpunktbereichs wird ein gemittelter KAM-Wert über die gesamte Messfeldgröße und den gesamten Messbereich bestimmt. Als Kamera kann bevorzugt die EBSD-Kamera „Digiview“ des Herstellers „TSL“ verwendet werden. Die Bestimmung der KAM-Werte kann besonders bevorzugt mittels der Messsoftware „OIM Data Collection V5.2” erfolgen, die Datenauswertung erfolgt bevorzugt mittels der Software „OIM Analysis V 8.0”.
Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt wurde sowohl unbeschichtet als auch beschichtetes Stahlflachprodukt hinsichtlich des Schneidverhaltens charakterisiert. Grundsätzlich kritisch für das Gebrauchsverhalten sind dabei Einrisse senkrecht zur Blechdickenrichtung, die auch häufig als Delamination bezeichnet werden. Um die Robustheit von unterschiedlichen Stahlzusammensetzungen gegen diese ungünstige Schnittflächenausbildung vergleichend zu betrachten, werden standardisierte Schneidversuche durchgeführt und bewertet.
Vor der eigentlichen Schneidprüfung werden aus dem zu untersuchenden Stahlflachprodukt Probenstreifen mit einer Breite von ca. 19,5 mm und einer Länge im Bereich von 200 bis 400 mm an einer Tafelschere zugeschnitten. Der Zuschnitt erfolgt bevorzugt auf einer mechanischen Schuler Schnellläuferpresse Typ PD80-280. Der Schnitt erfolgt als Abschneidvorgang mit einer offenen Schnittlinie. Der Abfall wird hierbei nicht durch einen Gegenhalter abgestützt. Die Probenlage ist quer zur Walzrichtung aus der Blechmitte, wobei die Blechmitte über Bandlänge die gesamte Länge darstellt, ausgenommen der ersten 30m am Bandanfang und der letzten 30m am Bandende, und über Bandbreite die gesamte Breite, ausgenommen der ersten 30 mm von der äußeren Bandkante entfernt an beiden Seiten. Ein Schneidspalt von 8% ist bezogen auf die Blechdicke einzustellen. Die erzeugten Schnittflächen werden anschließend mittels makroskopischer Betrachtung bewertet. Als Schnittfläche gilt dabei die gesamte Fläche bestehend aus Glattschnittanteil und Bruchanteil, wie in Fig. 1 gezeigt. Wird ein makroskopischer Riss detektiert, kann dieser z.B. mit einem Lineal vermessen werden. Als makroskopischer Einriss wird ein Einriss mit einer Mindestlänge von 1 mm und einem Verhältnis von Länge zu Breite von größer 5 definiert.
Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt zeigt an maximal 20%, bevorzugt maximal 10%, besonders bevorzugt maximal 5% der geschnittenen Bleche von insgesamt 100 durchgeführten Blechschnitten keine makroskopischen Einrisse wie oben definiert, um die Erfordernisse der Rissemp- findlichkeit zu erfüllen.
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Figure imgf000032_0002
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei nicht angegebene Elementgehalte unterhalb der Nachweisgrenze liegen
Figure imgf000033_0001
Figure imgf000033_0002
Nicht erfindungsgemäße Beispiele sind mit einem “*“ gekennzeichnet, wobei außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben liegende Werte der betret fenden Ausführungsbeispiele unterstrichen sind.
Figure imgf000034_0001
Figure imgf000034_0002
Nicht erfindungsgemäße Beispiele sind mit einem “*“ gekennzeichnet, wobei außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben liegende Werte der betreffenden Ausführungsbeispiele unterstrichen sind.

Claims

Patentansprüche
1. Warmgewalztes Stahlflachprodukt, das aus einem Stahl mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung besteht (in
Gew.-%):
C: 0,02 - 0,15 %,
Mn: 1,00 - 2,00 %,
AI: 0,01 - 0,5 %,
Nb: 0,002 - 0,15% optional eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsteil:
Ti: 0,0015 - 0,24%
Si: 0,01 - 0,6%
Cr: < 1,5%
Mo: < 1,0%
V: < 0,5%
Cu: < 0,5%
Ni: < 0,5 %
B: < 0,0025%
Ca: < 0,01%
- Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, und einen KAM-Wert bei einer Schrittweite von 250 nm von kleiner 2,0° aufweist.
2. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Rissempfindlichkeit von maximal 20% aufweist.
3. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 550 MPa aufweist.
4. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass es für Dicken von kleiner 3,0 mm eine Bruchdehnung A80 von mindestens 14% aufweist.
5. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass es für Dicken von größer oder gleich 3,0 mm eine Bruchdehnung Aprop von mindestens 17% aufweist.
6. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Lochaufweitung von mindestens 40% aufweist.
7. Warmgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Oberflächenbeschichtung aufweist, wobei die Oberflächenbeschichtung bevorzugt eine zinkbasierte Beschichtung ist.
8. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der voranstehenden Ansprüche ausgebildeten, warmgewalzten Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte:
- Erzeugen einer Stahlschmelze mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung (in Gew.-%):
C: 0,02 - 0,15%
Mn: 0,2 - 2,5%
AI: 0,01 - 0,5%
Nb: 0,002 - 0,15%
- optional eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsanteil:
Ti: 0,0015 - 0,24%
Si: 0,01 - 0,6%
Cr: < 1,5%
Mo: < 1,0%
V: < 0,5%
Cu: < 0,5% B: < 0,0025%
Ca: < 0,01%
- Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen;
- Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorprodukt in Form eines Blocks, einer Bramme, einer Dünnbramme oder eines gegossenen Bandes;
- Optionales Durchwärmen des Vorprodukts auf eine Austenitisierungstemperatur TWE zwischen 1100 °C und 1350 °C;
- Warmwalzen des Vorproduktes zu dem warmgewalzten Stahlflachprodukt mit aufeinanderfolgenden einzelnen Stichabnahmen, wobei die einzelnen Stichabnahmen £<rlt unterhalb der Rekristallisationstemperatur RLT summiert werden und die einzelnen Stichabnahmen £>RLT oberhalb der Rekristallisationstemperatur RLT summiert werden und für das Verhältnis der Summen von £>RLT zu E<RLT gilt: 0,75,
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- Einstellen einer Warmwalzendtemperatur TEw, die mindestens 840°C und maximal 960 °C beträgt;
- Haspeln des auf die Kühlstopptemperatur abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von mindestens 500 °C und maximal 650 °C;
- Anlassen des Stahlflachprodukts bei einer Glühtemperatur TG von mindestens 630 °C und einer Haltezeit tG von mindestens 20 Sekunden.
9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen allen Stichabnahmen, die oberhalb RLT durchgeführt werden, eine aufsummierte Pausenzeit X eingehalten wird, für die gilt:
Figure imgf000038_0001
und wobei t 1 F (ri— 1) _ 1 F t die einzelne Pausenzeit zwischen zwei Stichabnahmen darstellt, i und n die Anzahl der Stichabnahmen oberhalb von RLT darstellen und n > 2 gilt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass der Anlassschritt in einer kontinuierlichen Glühanlage erfolgt.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass das warmgewalzte Stahlflachprodukt nach dem Anlassschritt beschichtet wird, insbesondere eine zinkbasierte Beschichtung aufgebracht wird, wobei die zinbasierte Beschichtung bevorzugt durch elektrolytisches Verzinken erfolgt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Anlassschritt im Rahmen eines Beschichtungsprozesses erfolgt, wobei die Beschichtung bevorzugt eine zinkbasierte Beschichtung ist und die zinkbasierte Beschichtung bevorzugt durch Feuerverzinken erfolgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 8 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass nach dem Anlassschritt und/oder Beschichtungsschritt ein Dressieren erfolgt.
14. Verwendung des warmgewalzten Stahlflachprodukts nach einem der Ansprüche 1 bis 7 in Fahrwerksteilen, Strukturbauteilen oder Sitzen für die Automobilindustrie, insbesondere im Bereich der Elektromobilität.
PCT/EP2023/055255 2023-03-02 2023-03-02 Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zur herstellung eines warmgewalzten stahlflachprodukts WO2024179680A1 (de)

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