EP2383353A2 - Höherfester, Mn-haltiger Stahl, Stahlflachprodukt aus einem solchen Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung - Google Patents

Höherfester, Mn-haltiger Stahl, Stahlflachprodukt aus einem solchen Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung Download PDF

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EP2383353A2
EP2383353A2 EP11164339A EP11164339A EP2383353A2 EP 2383353 A2 EP2383353 A2 EP 2383353A2 EP 11164339 A EP11164339 A EP 11164339A EP 11164339 A EP11164339 A EP 11164339A EP 2383353 A2 EP2383353 A2 EP 2383353A2
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Dr.-Ing. Jens-Ulrik Becker
Dr.-Ing. Jian Bian
Dr. Brigitte Hammer
Dr. Thomas Heller
Christian Höckling
Dr.-Ing. Harald Hofmann
Dipl.-Ing. Matthias Schirmer
Oliver Bülters
Thomas Rieger
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
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    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium

Definitions

  • DP dual-phase
  • CP complex-phase
  • MS martensitic steels
  • a problem in the development of high-strength steels is that their forming properties (elongation at break) usually deteriorate more and more with increasing strength.
  • An example of this effect is a high-strength dual-phase steel, which at a strength of 1000 MPa can only expect an A80 elongation at break of about 12%. The comparatively low elongation at break can cause the material to fail during component forming.
  • a method for producing hot strips of a formable, especially good cold deep drawable lightweight structural steel, which is to have a high tensile strength and TRIP and / or TWIP properties is known from WO 2005/061152 A1 known.
  • a molten steel in a horizontal strip casting plant close to the final dimensions and flow-smoothed and bend-free cast to a preliminary strip in the range between 6 and 15 mm and then fed to a further treatment.
  • a horizontal strip casting method is used for this purpose.
  • the one Steel used contains, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight) C: 0.04 - 1.0%, Al: 0.05 - ⁇ 4.0%, Si: 0.05 - 6.0%, Mn 9.0-30.0% and optional Cr: up to 6.5%, with Cr contents of 0.2-0.3% being given as preferred, Nb and V in contents of up to 0.06% and Ti and Zr may be present in levels of up to 0.7% in total.
  • Cr contents 0.2-0.3% being given as preferred
  • Ti and Zr may be present in levels of up to 0.7% in total.
  • the effect of chromium is considered to stabilize the ⁇ -martensite and to improve the corrosion resistance. For this purpose, higher Cr contents are recommended for Mn contents of 9-18%, while for Mn contents above 18%, lower Cr contents are considered sufficient.
  • WO 2005/061152 A1 it indicates how this ratio should be set in practice.
  • the object of the invention was to provide a steel which can be produced more cost-effectively than the known high-manganese steels and at the same time has high elongation at break values and, consequently, a significantly improved formability.
  • a flat steel product with good strength and good ductility and a process for its production should be specified.
  • microstructure of a steel flat product produced from such a steel according to the invention typically consists of 30-100% of hardening structures (martensite, tempered martensite or bainite), while the remainder of the structure is austenitic.
  • a steel according to the invention because of its Mn contents in an average content range, can be produced at clearly reduced alloying and production costs both during continuous casting production and during production via a strip casting process.
  • the carbon content of Mn steels of the type according to the invention is below 0.5 wt .-%, with optimum properties arise when the C content to less than 0.2 wt .-%, in particular less than 0.1 wt .-%, is limited.
  • the C content of a steel according to the invention is preferred at least 0.02 wt .-%, in particular at least 0.03 wt .-%, for example at least 0.05 wt .-%.
  • Manganese is an austenite former. It retards the transformation of ferrite, pearlite and bainite and thus stabilizes austenite up to the martensite start temperature. Manganese promotes the formation of cubic or hexagonal distorted martensite ( ⁇ - or ⁇ -martensite). These manganese martensites are characterized by high strengths and a much higher toughness compared to C-induced cubic distorted ⁇ -martensite. If the manganese content is too low, bainite is formed on cooling, which results in lower strength and elongation at break. On the other hand, if the manganese content is too high, there is a risk that the entire austenite will remain stable up to room temperature.
  • the manganese content of 4-12% prescribed by the invention makes it possible to adjust a martensite matrix with a residual austenite content in the microstructure.
  • This effect occurs particularly reliably when the Mn content is at least 5% by weight, in particular at least 6% by weight or even at least 7% by weight, with an optimization of the positive effects of manganese in a steel according to the invention achieved thereby may be that the upper limit of the Mn content is limited to 10 wt .-%, in particular to less than 9 wt .-%, for example up to 8.5 wt .-%, limited.
  • Aluminum and silicon are strong ferrite formers. Both elements counteract the influence of austenite formers C and Mn.
  • the essential task of the elements Si and Al in a steel according to the invention is to suppress the carbide precipitation in the martensite matrix and thus to promote the stability of the retained austenite.
  • Si and Al lead to solid solution hardening and reduce the specific gravity of the steel.
  • the Si and Al content is too low, carbide precipitation may not be effectively suppressed.
  • the contents of Si and Al are too high, the processing is made more difficult both by production by continuous casting and by production by a strip casting method.
  • the invention provides, the Si content to max. 1% by weight, wherein the positive effects of the presence of Si can already be effectively utilized if the Si content of the steel according to the invention is at least 0.05% by weight, in particular 0.1% by weight.
  • the negative effects of Si can thereby be excluded with particular certainty that the Si content is limited to 0.7% by weight, in particular 0.5% by weight.
  • the Al content can be set to at least 0.01% by weight, in particular 0.02% by weight, while negative influences of Al can be excluded with particular certainty if the Al content of a steel according to the invention is limited to 2% by weight, in particular 1% by weight.
  • the presence of copper, chromium and nickel fundamentally improves the resistance of a steel according to the invention to various corrosion mechanisms.
  • the positive effect of Cu and Ni can thereby be used with particular certainty by adding these elements having a total of at least> 0% by weight, in particular 0.1% by weight, to the steel according to the invention.
  • negative effects of the presence of Cu and / or Ni in steels of the invention are avoided by the fact that the content of Cu and Ni each max. 1 wt .-% is or the content of Cu and Ni in total to a maximum of 2 wt .-%, in particular 1 wt .-%, is limited.
  • the presence of Cr in a steel according to the invention specifically reduces the risk of the formation of stress corrosion cracking.
  • Cr contributes to the increase in strength. From a content of 0.1 wt .-% Cr these positive effects are observed, the positive effect of Cr then occurs particularly safe when the Cr content of the steel according to the invention at least 0.5 wt .-%, in particular at least 1 Wt .-%, is.
  • the Cr content of a steel according to the invention is limited to max. 4 wt .-% limited, because at higher levels Cr carbides can occur, which can adversely affect the ductility of the steel. Such negative effects can be excluded by the fact that the Cr content to max. 2 wt .-% is limited.
  • the presence of Cr in a steel according to the invention has an effect if the Cr content is 1 to 2% by weight.
  • Ti, Nb and V which may be present in amounts of up to 0.5% by weight in a steel according to the invention, contribute to grain refining and strength enhancement. In total, above 0.5 wt .-% levels of Ti, Nb and V lead to no increase in this effect.
  • the strength-increasing effect of Ti, Nb and V can then be used with particular accuracy and resource conservation when the sum of the contents of these Micro alloying elements in a steel according to the invention to 0.3 wt .-%, in particular 0.2 wt .-%, is limited.
  • Micro-alloying elements already appear when the sum of their contents is at least 0.025% by weight.
  • its content is advantageously reduced to max. 0.15 wt .-% limited to prevent coarse Ti precipitates.
  • the addition of nitrogen in amounts of up to 0.05 wt .-%, in particular 0.03 wt .-%, the austenitic structure can be additionally stabilized. This effect occurs already when the N content of a steel according to the invention is at least 0.002 wt .-%, in particular at least 0.0025 wt .-%, with an optimum effect results when the N content to max. 0.025 wt .-% is limited.
  • the P contents of a steel according to the invention are limited to a maximum of 0.05% by weight, preferably 0.03% by weight, in order to reliably exclude negative influences of this element.
  • the S content is one
  • the castability of Mn steels according to the invention is improved as a result of the reduction in the Mn content.
  • a first possibility of warm strip production consists of conventional continuous casting.
  • an inventive steel proves to be particularly advantageous because it allows a lower hot strip thickness of less than ⁇ 2.5 mm. This is due to the fact that its deformation resistance is significantly reduced as a result of lowering the Mn content compared to conventional high-manganese steel.
  • Mn steels by strip casting.
  • hot strip thicknesses of less than 2.0 mm can be achieved.
  • the annealing of the hot strip sets the higher austenite content. Thereafter, the strength decreases, and the elongation at break increases significantly.
  • hot strip annealing up to 70% austenite is adjusted according to the analysis concept, which is mainly responsible for improving the elongation at break. Since a martensite matrix is present in the unannealed hot strip, it is difficult to process it directly to cold strip. Thus, hot strip annealing may also serve the purpose of debonding the hot strip for cold rolling. For the hot strip annealing both a bell annealing and a continuous annealing comes into question.
  • Cold rolling the annealed or unannealed hot strip further reduces strip thickness and improves strip flatness.
  • the subsequent annealing removes the strain hardening for the component production and leads to the optimal microstructure setting with increased austenite content.
  • Both the annealed hot strip and the annealed cold strip can be finished either electrolytically or by hot dip galvanizing (following the Kaltbandglühung) or by other coil coating. It is also possible to provide the respective steel strip obtained with an organic coating.
  • the desired structure of a steel according to the invention with typically 30-100% hardening structure (martensite, tempered martensite or bainite) and the remainder austenite can be achieved by thermoforming and quenching the steel.
  • a molten steel containing, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight) 0.1% C, 10% Mn, 0.4% Si, 0.008% N, 1.6% Al and 2% Cr is in continuous casting potted and hot rolled at a hot rolling end temperature ET of 900 ° C to a hot strip, which has been then reeled at a reel temperature HT of 650 ° C.
  • the hot strip thus obtained had a tensile strength Rm of 1400 MPa and an elongation at break A80 of 7%.
  • the retained austenite content of his fabric was 14%.
  • a molten steel containing 0.1% C, 10% Mn, 0.4% Si, 0.008% N, 1.6% Al and 1.6% Cr besides iron and unavoidable impurities (in wt%) cast in a strip casting machine to a cast strip and hot rolled at a hot rolling end temperature ET of 900 ° C to a hot strip, which has been then reeled at a reel temperature HT of 650 ° C. Subsequently, a bell annealing has been carried out.
  • the tape thus obtained had a tensile strength Rm of 990 MPa and an elongation at break A50 of 27.5%.
  • the residual austenite of the obtained hot strip was 60% after annealing.
  • a molten steel containing, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight) 0.1% C, 7% Mn, 0.13% Si, 0.03% Al, 0.6% Cr, 0.2% Ni, 0.12% Cu, 0.017% N and 0.07% V was cast into a cast strip in a strip caster.
  • the resulting tape had a tensile strength Rm of 1300 MPa and an elongation at break A50 of 10%.
  • a hot strip which, in addition to iron and unavoidable impurities, consists of (in% by weight) 0.1% C, 7% Mn, 0.13% Si, 0.02% Al, 1.5% Cr, 0.18% Ni , 0.13% Cu, 0.02% N and 0.079% V, was subjected to bell annealing at an annealing temperature of 650 ° C over an annealing time of 40 hours.
  • the annealed hot strip had a tensile strength Rm of 1030 MPa and an elongation at break A50 of 23%.
  • the austenite content of his fabric was 30%.
  • a hot strip containing, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight) 0.1% C, 7% Mn, 0.13% Si, 0.02% Al, 0.6% Cr, 0.18% Ni, 0.13% Cu, 0.02% N, and 0.079% V was cold rolled to a total deformation of 50% and then annealed at 680 ° C annealing temperature.
  • the tensile strength Rm of the obtained cold-rolled strip was 1120 MPa at an elongation at break A50 of 21%.
  • the austenite content of the microstructure was 30%.
  • the hot strip thus obtained had a tensile strength Rm of 1345 MPa and an elongation at break A80 of 5%.
  • the residual austenite content of his structure was 5.5%.
  • the hot strip obtained according to Example 6 is over an annealing time of 10 min. subjected to a hot strip annealing at 300 ° C.
  • the annealed hot strip had a tensile strength Rm of 1100 MPa at an elongation at break A80 of 8%.
  • a composite according to Example 2 hot strip is over a glow time of 10 min. subjected to a hot strip annealing at 300 ° C.
  • the annealed hot strip had a tensile strength Rm of 1300 MPa at an elongation at break A80 of 8%.
  • a hot strip consisting of (in wt%) 0.1% C, 7% Mn, 0.20% Si, 0.01% N and 2.6% Cr besides iron and unavoidable impurities is over three minutes subjected to annealing at 920 ° C, then transferred within 7 s in a quenching tank and quenched there in water. Alternatively, deterrence in oil would have been possible with the same result. After quenching, its tensile strength Rm was 1450 MPa with an elongation at break A80 of 11%. The product RmxA80 was therefore about 16,000 MPa x%.
  • the microstructure of the hot strip obtained in this way consisted of cubically distorted ⁇ -martensite and small volume fractions of about 5% each of austenite and hexagonal distorted ⁇ -martensite.
  • a hot strip containing, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight) 0.1% C, 7% Mn, 0.13% Si, 0.02% Al, 1.5% Cr, 0.18% Ni, 0.13% Cu, 0.002% N and 0.08% V was cold rolled into a cold strip and then hot dip galvanized.
  • the galvanized cold strip had a tensile strength Rm of 1300 MPa at an elongation at break A50 of 15%.
  • the content of retained austenite in the structure of the obtained cast strip was 20%.
  • a hot strip containing, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight) 0.08% C, 8% Mn, 0.15% Si, 0.02% Al, 1% Cr, 0.2% Ni, 0, 15% Cu, 0.015% N and 0.06% V was cold rolled into a cold strip and then subjected to bell annealing at an annealing temperature of 550 ° C. After annealing, its tensile strength Rm was 1080 MPa and its elongation at break A50 was 25%. The proportion of retained austenite in the structure of the cast strip after annealing was 30%.
  • a steel sheet containing, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight), 0.05% C, 0.06% Si, 1.1% Cr, 0.01% N and 10% Mn is within three minutes heated to 920 ° C. Then that is Sheet has been transferred within 7 s in each case a quenching tank in which it has been quenched in oil or water.
  • the oil quenched steel had a tensile strength Rm of 1390 MPa at a breaking elongation A80 of 12%. Accordingly, the product Rm * A was 16,680 MPa%.
  • the quenched steel in water had a tensile strength Rm of 1350 MPa at a breaking elongation A80 of 12%.
  • the product Rm * A was accordingly 16200 MPa% for the water quenched steel.
  • the microstructure of the steel consisted of cubically distorted ⁇ -martensite and low volume contents of tough austenite (about 4%) and hexagonal distorted ⁇ -martensite (about 6%).
  • a steel sheet containing, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight), 0.05% C, 10% Mn, 0.06% Si, 0.009% N, 1.1% Cr and 1% Ni is within heated to 920 ° C for three minutes. Subsequently, the sheet has been transferred within 7 s in each case a quenching tank in which it has been quenched in oil or water.
  • the oil quenched steel had a tensile strength Rm of 1315 MPa at an elongation at break A80 of 12.1%.
  • the product Rm * A was accordingly 15910 MPa%.
  • the water-quenched steel had a tensile strength Rm of 1285 MPa at a breaking elongation A80 of 12.3%.
  • the product Rm * A was therefore 15810 MPa%.
  • the microstructure of the steel was cubically distorted ⁇ -martensite and had low volume contents from tough austenite (about 7%) as well as hexagonal distorted ⁇ -martensite (about 5%).
  • the oil quenched steel had a tensile strength Rm of 1350 MPa at an elongation at break A80 of 10.8%. Accordingly, the product Rm * A was 14580 MPa%.
  • the water-quenched steel had a tensile strength Rm of 1350 MPa at an elongation at break A80 of 10.6%. For the water-quenched steel, the product Rm * A was 14310 MPa%.
  • the microstructure of the steel consisted of cubically distorted ⁇ -martensite and low volume contents of tough austenite (about 12%).
  • the procedure according to the invention achieves an improved combination of component strength and residual deformation capacity, which is characterized by high values of the product of tensile strength and respective elongation at break compared to the state of the art for hot-formed highest-strength materials.

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  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft einen Stahl mit einer mindestens 4 % betragenden Bruchdehnung A80 und einer 900 - 1500 MPa betragenden Zugfestigkeit Rm, der sich durch eine kostengünstige Herstellbarkeit auszeichnet und gleichzeitig hohe Bruchdehnungswerte und damit einhergehend eine deutlich verbesserte Umformbarkeit besitzt. Zu diesem Zweck enthält der Stahl erfindungsgemäß neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: bis zu 0,5 %, Mn: 4 - 12,0 %, Si: bis zu 1,0 %, Al: bis zu 3,0 %, Cr: 0,1 - 4,0 %, Cu: bis zu 2,0 %, Ni: bis zu 2,0 %, N: bis zu 0,05 %, P: bis zu 0,05 %, S: bis zu 0,01 % besteht, sowie optional ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Nb, Ti" enthält, wobei die Summe der Gehalte an diesen Elementen höchstens gleich 0,5 % ist. Ebenso betrifft die Erfindung ein Stahlflachprodukt, das aus einem solchen Stahl hergestellt ist und dabei ein Gefüge aufweist, das zu 30 - 100 % aus Martensit, aus angelassenem Martensit oder Bainit und als Rest aus Austenit besteht. Schließlich betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines so beschaffenen Stahlflachprodukts.

Description

  • Für den modernen Fahrzeugbau werden in zunehmendem Maße höherfeste Stähle wie Dualphasen (DP)-Stähle, Complexphasen (CP)-Stähle, TRIP-Stähle oder Martensitstähle (MS)-Stähle eingesetzt.
  • Durch die hohe Festigkeit dieser Stähle erhöht sich die Fahrsicherheit. Zugleich können immer leichtere Autokarosserien gestaltet werden, die aufgrund ihres verminderten Gewichts und der damit einhergehenden Einsparung an benötigter Antriebsenergie besonders umweltfreundlich sind.
  • Ein Problem bei der Entwicklung hochfester Stähle besteht darin, dass sich ihre Umformeigenschaften (Bruchdehnung) üblicherweise mit steigender Festigkeit immer mehr verschlechtert. Ein Beispiel für diesen Effekt ist ein hochfester Dualphasen-Stahl, der bei einer Festigkeit von 1000 MPa nur noch eine Bruchdehnung A80 von ca. 12 % erwarten lässt. Die vergleichbar geringe Bruchdehnung kann dazu führen, dass der Werkstoff bei der Bauteilumformung versagt.
  • Die Entwicklung von hochmanganhaltigen Stählen, d.h. Stählen mit Mn-Gehalten von mehr als 15 Gew.-%, zielte deshalb darauf ab, eine hohe Festigkeit mit hervorragender Umformbarkeit zu kombinieren. Bei einer Festigkeit von 1000 MPa bietet dieses Werkstoffkonzept eine Bruchdehnung A80 von 50 %. Jedoch sind diese Werkstoffkonzepte aufgrund des hohen Mangangehalts und den vergleichbar aufwändigen Erzeugungsprozessen sehr kostenintensiv.
  • Aus der WO 2007/000156 A1 sind Beispiele für hochfeste austenitisch-martensitische Leichtbaustähle bekannt, die mit Chrom, Silizium, Nickel, Mangan und Aluminium legiert sind und eine Zugfestigkeit von > 800 - 1200 MPa bei einer Bruchdehnung > 25 % aufweisen. Bei Mn-Gehalten von (in Gew.-%) > 2,5 und < 30 %, Cr-Gehalten von > 0,5 und < 18 %, einem Si-Gehalt von > 1 % und < 4 % und einem Al-Gehalt von > 0,05 und < 4 % sollen ein Chrom- und ein NickelÄquivalent in Abhängigkeit von den jeweiligen Gehalten an Cr, Mo, Si, W, Mn, N, Co, Cu und Al jeweils so eingestellt werden, dass für die beiden Äquivalente angegebene Grenzwertpaare eingehalten werden. Konkret weisen die Beispiele, die diesen Anforderungen gerecht werden, jeweils hohe Si-Gehalte in Kombination mit jeweils hohen Ni-Gehalten und variierten Cr-Gehalten auf.
  • Ein Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, insbesondere gut kalt tiefziehfähigen Leichtbaustahl, der eine hohe Zugfestigkeit und TRIP-und/oder TWIP-Eigenschaften besitzen soll, ist aus der WO 2005/061152 A1 bekannt. Gemäß diesem Verfahren wird eine Stahlschmelze in einer horizontalen Bandgießanlage endabmessungsnah sowie strömungsberuhigt und biegefrei zu einem Vorband im Bereich zwischen 6 und 15 mm vergossen und anschließend einer Weiterbehandlung zugeführt. Konkret wird dazu ein Horizontal-Bandgießverfahren eingesetzt. Der dazu verwendete Stahl enthält neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,04 - 1,0 %, Al: 0,05 - < 4,0 %, Si: 0,05 - 6,0 %, Mn 9,0 - 30,0 % sowie optional Cr: bis 6,5 %, wobei Cr-Gehalte von 0,2 - 0,3 % als bevorzugt angegeben sind, Nb und V in Gehalten von in Summe bis zu 0,06 % und Ti und Zr in Gehalten von in Summe bis zu 0,7 % vorhanden sein können. Die Wirkung von Chrom wird dabei darin gesehen, dass es den ε-Martensit stabilisiert und die Korrosionsbeständigkeit verbessert. Zu diesem Zweck werden höhere Cr-Gehalte bei Mn-Gehalten von 9 - 18 % empfohlen, während bei Mn-Gehalten von über 18 % niedrigere Cr-Gehalte für ausreichend gehalten werden. An keiner Stelle der WO 2005/061152 A1 wird allerdings angegeben, wie dieses Verhältnis konkret eingestellt werden soll.
  • Eine weitere Möglichkeit höchstfeste Bauteile darzustellen, ist das Warmpresshärten konventioneller Warmumformstähle. Nach dem Press-Hardening - nach vorheriger Vollaustenitisierung - weisen diese Stähle ein martensitisches Gefüge auf, das allerdings ein relativ geringes Restverformungsvermögen besitzt.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, einen Stahl zu schaffen, der sich kostengünstiger herstellen lässt als die bekannten hochmanganhaltigen Stähle und gleichzeitig hohe Bruchdehnungswerte und damit einhergehend eine deutlich verbesserte Umformbarkeit besitzt. Darüber hinaus sollten ein Stahlflachprodukt mit guter Festigkeit und guter Verformbarkeit sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung angegeben werden.
  • In Bezug auf den Stahl ist diese Aufgabe erfindungsgemäß durch den in Anspruch 1 angegebenen Stahl gelöst worden.
  • Die in Bezug auf das Stahlflachprodukt oben genannte Aufgabe ist erfindungsgemäß durch das in Anspruch 18 angegebene Stahlflachprodukt gelöst worden.
  • Schließlich besteht die Lösung der in Bezug auf das Verfahren oben angegebenen Aufgabe darin, dass zur Herstellung eines Stahlflachprodukts die in Anspruch 19 als notwendig angegebenen Arbeitsschritte absolviert werden, wobei zu diesen Arbeitsschritten die in Anspruch 19 als optional genannten Schritte hinzukommen können.
  • Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
  • Die Erfindung schlägt ein Werkstoffkonzept vor, gemäß dem ein Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%)
    • C: bis zu 0,5 %,
    • Mn: 4 - 12,0 %,
    • Si: bis zu 1,0 0 %,
    • Al: bis zu 3,0 %,
    • Cr: 0,1 - 4,0 %,
    • Cu: bis zu 2,0 %,
    • Ni: bis zu 2,0 %,
    • N: bis zu 0,05 %,
    • P: bis zu 0,05 %,
    • S: bis zu 0,01 % besteht und optional ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Nb, Ti" enthält, wobei die Summe der Gehalte an diesen Elementen höchstens gleich 0,5 % ist.
  • Das Gefüge eines aus einem solchen erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Stahlflachprodukts besteht typischerweise zu 30 - 100 % aus Härtungsgefüge (Martensit, angelassener Martensit oder Bainit), während der Rest des Gefüges austenitisch ist.
  • Im Vergleich zu den bekannten hochmanganhaltigen Stählen lässt sich ein erfindungsgemäßer Stahl aufgrund seiner in einem mittleren Gehaltsbereich liegenden Mn-Gehalten zu deutlich verminderten Legierungs- und Erzeugungskosten sowohl bei der Erzeugung über Strangguss als auch bei der Erzeugung über ein Bandgussverfahren herstellen.
  • Kohlenstoff bestimmt bei einem erfindungsgemäßen Stahl zum einen die Festigkeit von Martensit und zum anderen die Menge und die Stabilität des Restaustenits. Bei zu hohen Kohlenstoffgehalten wird die Schweißbarkeit und Zähigkeit des Stahls, z. B. durch Bildung von Cr-Karbiden, negativ beeinflusst. Idealerweise liegt daher der Kohlenstoffgehalt von Mn-Stählen der erfindungsgemäßen Art unter 0,5 Gew.-%, wobei sich optimale Eigenschaften ergeben, wenn der C-Gehalt auf weniger als 0,2 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,1 Gew.-%, beschränkt ist. Bei zu geringem Kohlenstoffgehalt wird jedoch die Menge und Stabilität des verbleibenden Restaustenits beeinträchtigt. Deshalb beträgt der C-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls bevorzugt mindestens 0,02 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,03 Gew.-%, beispielsweise mindestens 0,05 Gew.-%.
  • Mangan ist ein Austenitbildner. Es verzögert die Umwandlung von Ferrit, Perlit und Bainit und stabilisiert damit Austenit bis zur Martensitstarttemperatur. Mangan fördert dabei die Ausbildung von kubisch oder hexagonal verzerrtem Martensit (α- oder ε-Martensit). Diese Mangan-Martensite zeichnen sich durch hohe Festigkeiten und einer gegenüber C-induziertem, kubisch verzerrtem α-Martensit wesentlich höheren Zähigkeit aus. Bei zu geringem Mangangehalt entsteht bei der Abkühlung Bainit, was eine niedrigere Festigkeit und Bruchdehnung mit sich bringt. Bei zu hohem Mangangehalt besteht dagegen die Gefahr, dass der gesamte Austenit bis Raumtemperatur stabil bleibt. Der erfindungsgemäß vorgegebene Mangangehalt von 4 - 12 % ermöglicht dagegen die Einstellung einer Martensitmatrix mit einem Restaustenitanteil im Gefüge. Besonders sicher tritt dieser Effekt ein, wenn der Mn-Gehalt mindestens 5 Gew.-%, insbesondere mindestens 6 Gew.-% oder sogar mindestens 7 Gew.-% beträgt, wobei eine Optimierung der positiven Einflüsse von Mangan in einem erfindungsgemäßen Stahl dadurch erzielt werden kann, dass die Obergrenze des Mn-Gehalts auf 10 Gew.-%, insbesondere auf weniger 9 Gew.-%, beispielsweise auf bis zu 8,5 Gew.-%, beschränkt wird.
  • Aluminium und Silizium sind starke Ferritbildner. Beide Elemente wirken dem Einfluss der Austenitbildner C und Mn entgegen. Die wesentliche Aufgabe der Elemente Si und Al besteht in einem erfindungsgemäßen Stahl darin, die Karbidausscheidung in der Martensitmatrix zu unterdrücken und damit die Stabilität des Restaustenits zu fördern. Gleichzeitig führen Si und Al zu einer Mischkristallhärtung und reduzieren das spezifische Gewicht des Stahls. Bei zu geringem Si- und Al-Gehalt kann die Karbidausscheidung jedoch möglicherweise nicht effektiv unterdrückt werden. Bei zu hohen Gehalten an Si und Al wird dagegen die Verarbeitung sowohl bei einer Erzeugung über ein Strangguss- als auch bei einer Erzeugung über ein Bandgussverfahren erschwert.
  • Deshalb sieht die Erfindung vor, den Si-Gehalt auf max. 1 Gew.% zu beschränken, wobei die positiven Effekte der Anwesenheit von Si dann bereits effektiv genutzt werden können, wenn der Si-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere 0,1 Gew.-%, beträgt. Die negativen Einflüsse von Si können dadurch besonders sicher ausgeschlossen werden, dass der Si-Gehalt auf 0,7 Gew.-%, insbesondere 0,5 Gew.-%, beschränkt wird.
  • Um die vorteilhafte Wirkung von Al sicher nutzen zu können, kann der Al-Gehalt auf mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere 0,02 Gew.-%, festgelegt werden, während negative Einflüsse von Al besonders sicher dann auszuschließen sind, wenn der Al-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf 2 Gew.-%, insbesondere 1 Gew.-%, beschränkt wird.
  • Durch die Anwesenheit von Kupfer, Chrom und Nickel wird grundsätzlich der Widerstand eines erfindungsgemäßen Stahls gegen verschiedene Korrosionsmechanismen verbessert. Die positive Wirkung von Cu und Ni lässt sich dabei dadurch besonders sicher nutzen, dass diese Elemente mit in Summe mindestens > 0 Gew.-%, insbesondere 0,1 Gew.-%, betragenden Gehalten dem erfindungsgemäßen Stahl zugegeben werden. Dagegen werden negative Auswirkungen der Anwesenheit von Cu und / oder Ni in erfindungsgemäßen Stählen dadurch vermieden, dass der Gehalt an Cu und Ni jeweils max. 1 Gew.-% beträgt bzw. der Gehalt an Cu und Ni in Summe auf maximal 2 Gew.-%, insbesondere 1 Gew.-%, beschränkt ist.
  • Durch die Anwesenheit von Cr wird in einem erfindungsgemäßen Stahl die Gefahr der Entstehung von Spannungsrisskorrosion gezielt vermindert. Zudem trägt Cr zur Festigkeitssteigerung bei. Ab einem Gehalt von 0,1 Gew.-% Cr sind diese positiven Effekte zu beobachten, wobei die positive Wirkung von Cr dann besonders sicher eintritt, wenn der Cr-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls mindestens 0,5 Gew.-%, insbesondere mindestens 1 Gew.-%, beträgt. Der Cr-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls ist auf max. 4 Gew.-% beschränkt, weil bei höheren Gehalten Cr-Karbide entstehen können, die die Duktilität des Stahls negativ beeinflussen können. Solche negativen Effekte können dadurch besonders sicher ausgeschlossen werden, dass der Cr-Gehalt auf max. 2 Gew.-% beschränkt wird. Optimal wirkt sich die Anwesenheit von Cr in einem erfindungsgemäßen Stahl aus, wenn der Cr-Gehalt 1 - 2 Gew.-% beträgt.
  • Ti, Nb und V, die in Gehalten von in Summe bis zu 0,5 Gew.-% in einem erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sein können, tragen zur Kornfeinung und Festigkeitssteigerung bei. In Summe oberhalb von 0,5 Gew.-% liegende Gehalte an Ti, Nb und V führen zu keiner Steigerung dieses Effekts. Besonders zielsicher und ressourcenschonend lässt sich die festigkeitssteigernde Wirkung von Ti, Nb und V dann nutzen, wenn die Summe der Gehalte an diesen Mikrolegierungselementen bei einem erfindungsgemäßen Stahl auf 0,3 Gew.-%, insbesondere 0,2 Gew.-%, beschränkt ist.
  • Die positive Wirkung der hier genannten
  • Mikrolegierungselemente stellt sich dabei bereits dann ein, wenn die Summe ihrer Gehalte mindestens 0,025 Gew.-% beträgt. Im Falle der Anwesenheit von Ti wird dessen Gehalt vorteilhafterweise auf max. 0,15 Gew.-% beschränkt, um grobe Ti-Ausscheidungen zu verhindern. Durch die Zugabe von Stickstoff in Gehalten von bis zu 0,05 Gew.-%, insbesondere 0,03 Gew.-%, kann das austenitische Gefüge zusätzlich stabilisiert werden. Dieser Effekt tritt bereits dann ein, wenn der N-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls mindestens 0,002 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,0025 Gew.-%, beträgt, wobei sich ein optimaler Einfluss ergibt, wenn der N-Gehalt auf max. 0,025 Gew.-% beschränkt ist.
  • Die P-Gehalte eines erfindungsgemäßen Stahls sind auf maximal 0,05 Gew.-%, bevorzugt 0,03 Gew.-%, beschränkt, um negative Einflüsse dieses Elements sicher auszuschließen.
  • Aus demselben Grund ist der S-Gehalt eines
  • erfindungsgemäßen Stahls auf max. 0,01 Gew.-%, insbesondere 0,005 Gew.-%, beschränkt.
  • Grundsätzlich gilt, dass das erfindungsgemäße Legierungskonzept so abgestimmt ist, dass die Entstehung von Härtungsgefüge mit oder ohne Restaustenit im Warmband ermöglicht wird. Das heißt:
    • Die Martensitstarttemperatur Ms eines im Rahmen der Erfindung legierten Stahls liegt oberhalb und die Martensitfinishtemperatur MF eines erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahls liegt unterhalb der Raumtemperatur.
  • Das erfindungsgemäße Legierungskonzept ermöglicht die Einstellung eines Härtungsgefüges mit bis zu 70 % Austenit. Je nach Legierungslage können folgende Phasen auftreten:
    • Stabiler Austenit,
    • Metastabiler Austenit mit Fähigkeit zur spannungsinduzierten Martensitbildung (TRIP-Effekt),
    • C- und/oder Mn- verzerrter kubischer α-Martensit,
    • Hexagonal verzerrter ε-Martensit,
    • Bainit.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts, umfasst folgende Arbeitsschritte:
    • Erschmelzen einer erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahlschmelze,
    • Erzeugen eines Ausgangsprodukts für ein anschließendes Warmwalzen, indem die Stahlschmelze zu einem Strang, von dem mindestens eine Bramme oder Dünnbramme als Ausgangsprodukt für das Warmwalzen abgeteilt wird, oder über Zwei-Rollen-Bandguss zu einem gegossenen Band vergossen wird, das als Ausgangsprodukt dem Warmwalzen zugeführt wird,
    • Wärmebehandeln des Ausgangsprodukts, um das Ausgangsprodukt auf eine Warmwalzstarttemperatur von 1150 - 1000 °C zu bringen,
    • Warmwalzen des Ausgangsprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von höchstens 2,5 mm, wobei das Warmwalzen bei einer 1050 - 800 °C betragenden Warmwalzendtemperatur beendet wird,
    • Haspeln des Warmbands zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur ≤ 700 °C,
    • wobei sich an das Haspeln jeweils optional die folgenden Arbeitsschritte anschließen können:
      • Glühen des Warmbands bei einer 250 - 950 °C betragenden Warmbandglühtemperatur,
      • Kaltwalzen des geglühten Warmbands in einem Schritt oder in mehreren Schritten zu einem Kaltband mit einer Dicke von höchstens 60 % der Dicke des Warmbands,
      • Glühen des Kaltbands bei einer 450 - 950 °C betragenden Kaltbandglühtemperatur,
      • Beschichten der Oberfläche des Warmbands oder des Kaltbands mit einem metallischen Korrosionsschutzüberzug,
      • Beschichten der Oberfläche des Warmbands oder des Kaltbands mit einem organischen Überzug.
  • Die Möglichkeiten der Erzeugung von Warm- oder Kaltbändern, die aus erfindungsgemäßem Mn-Stahl bestehen, sind in dem beigefügten Diagramm zusammengefasst. Im Einzelnen umfassen sie folgende Bearbeitungsschritte:
    • Warmbanderzeugung
  • Gegenüber Hoch-Mn-Stählen ist die Vergießbarkeit erfindungsgemäßer Mn-Stähle in Folge der Absenkung des Mn-Gehaltes verbessert.
  • Eine erste Möglichkeit der Warmbanderzeugung besteht im konventionellen Strangguss. Dabei erweist sich ein erfindungsgemäßer Stahl als besonders vorteilhaft, weil er eine geringere Warmbanddicke von weniger als < 2,5 mm erlaubt. Dies ist darin begründet, dass sein Umformwiderstand in Folge der Absenkung des Mn-Gehaltes gegenüber konventionellen hochmanganghaltigen Stählen deutlich reduziert ist.
  • Es ist ebenfalls möglich, Mn-Stähle durch Bandgießen herzustellen. Beim Bandgießen sind Warmbanddicken von weniger als 2,0 mm realisierbar.
    • Warmbandglühung
  • Durch die Glühung des Warmbandes werden die höheren Austenitanteile eingestellt. Danach verringert sich die Festigkeit, und die Bruchdehnung nimmt deutlich zu. Nach der Warmbandglühung wird bis zu 70 % Austenit je nach Analysenkonzept eingestellt, der für die Verbesserung der Bruchdehnung hauptverantwortlich ist. Da eine Martensitmatrix im ungeglühten Warmband vorliegt, ist es schwierig, es direkt zu Kaltband zu prozessieren. Somit kann eine Warmbandglühung auch dem Zweck dienen, das Warmband für das Kaltwalzen zu entfestigen. Für die Warmbandglühung kommt sowohl eine Haubenglühung als auch eine Durchlaufglühung in Frage.
    • Kaltwalzen und Glühen
  • Durch Kaltwalzen des geglühten oder des ungeglühten Warmbandes (dann mit optimierter Haspeltemperatur) wird die Banddicke weiter reduziert und die Bandplanheit verbessert. Die nachfolgende Glühung beseitigt die Kaltverfestigung für die Bauteilherstellung und führt zur optimalen Gefügeeinstellung mit erhöhtem Austenitanteil.
    • Oberflächenveredelung
  • Sowohl das geglühte Warmband als auch das geglühte Kaltband können entweder elektrolytisch oder durch Feuerverzinkung (im Anschluss an die Kaltbandglühung) oder durch sonstige Bandbeschichtung veredelt werden. Es ist ebenfalls möglich, das jeweils erhaltene Stahlband mit einer organischen Beschichtung zu versehen.
    • Warmformung
  • Das angestrebte Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahls mit typischerweise 30 - 100 % Härtungsgefüge (Martensit, angelassener Martensit oder Bainit) und als Rest Austenit kann dadurch erreicht werden, dass der Stahl warmgeformt und abgeschreckt wird.
  • Auf Grundlage der erfindungsgemäßen Stähle ist es demnach möglich, durch Warmumformung mit anschließender Härtung höchstfeste Bauteile zu erzeugen, deren Restverformungsvermögen aufgrund der Bildung harter, aber vergleichsweise zäher Phasen gegenüber konventionellen hochfesten Stählen signifikant verbessert ist.
    • Ausführungsbeispiele Beispiel 1
  • Eine Stahlschmelze, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,1 % C, 10 % Mn, 0,4 % Si, 0,008 % N, 1,6 % Al und 2 % Cr enthielt, ist im Strangguss vergossen und bei einer Warmwalzendtemperatur ET von 900°C zu einem Warmband warmgewalzt worden, das anschließend bei einer Haspeltemperatur HT von 650 °C gehaspelt worden ist. Das so erhaltene Warmband wies eine Zugfestigkeit Rm von 1400 MPa und eine Bruchdehnung A80 von 7 % auf. Der RestaustenitAnteil seines Gefüges betrug 14 %.
    • Beispiel 2
  • Eine Stahlschmelze, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,1 % C, 10 % Mn, 0,4 % Si, 0,008 % N, 1,6 % Al und 1,6 % Cr enthielt, ist in einer Bandgießmaschine zu einem gegossenen Band vergossen und bei einer Warmwalzendtemperatur ET von 900 °C zu einem Warmband warmgewalzt worden, welches anschließend bei einer Haspeltemperatur HT von 650 °C gehaspelt worden ist. Anschließend ist eine Haubenglühung durchgeführt worden. Das so erhaltene Band wies eine Zugfestigkeit Rm von 990 MPa und eine Bruchdehnung A50 von 27,5 % auf. Der Restaustenit des erhaltenen Warmbands betrug nach dem Glühen 60 %.
    • Beispiel 3
  • Eine Stahlschmelze, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,1 % C, 7 % Mn, 0,13 % Si, 0,03 % Al, 0,6 % Cr, 0,2 % Ni, 0,12 % Cu, 0,017 % N und 0,07 % V enthielt, ist in einer Bandgießmaschine zu einem gegossenen Band vergossen worden. Das erhaltene Band wies eine Zugfestigkeit Rm von 1300 MPa und eine Bruchdehnung A50 von 10 % auf.
    • Beispiel 4
  • Ein Warmband, das neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0,1 % C, 7 % Mn, 0,13 % Si, 0,02 % Al, 1,5 % Cr, 0,18 % Ni, 0,13 % Cu, 0,02 % N und 0,079 % V bestand, ist einer Haubenglühung bei einer Glühtemperatur von 650°C über eine Glühzeit von 40 h unterzogen worden. Das geglühte Warmband wies eine Zugfestigkeit Rm von 1030 MPa und eine Bruchdehnung A50 von 23 % auf. Der Austenit-Anteil seines Gefüges betrug 30 %.
    • Beispiel 5
  • Ein Warmband, das neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,1 % C, 7 % Mn, 0,13 % Si, 0,02 % Al, 0,6 % Cr, 0,18 % Ni, 0,13 % Cu, 0,02 % N und 0,079 % V enthielt, ist mit einer Gesamtverformung von 50 % kaltgewalzt und anschließend bei einer 680 °C betragenden Glühtemperatur im Durchlauf geglüht worden. Die Zugfestigkeit Rm des erhaltenen Kaltbands betrug 1120 MPa bei einer Bruchdehnung A50 von 21 %. Der Austenit-Anteil des Gefüges betrug 30 %.
    • Beispiel 6
  • Eine Stahlschmelze, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,11 % C, 5 % Mn, 0,39 % Si, 0,008 % N und 1,5 % Al sowie 0,6 % Cr enthielt, ist im Strangguss vergossen und bei einer Warmwalzendtemperatur ET von 900 °C zu einem Warmband warmgewalzt worden, das anschließend bei einer Haspeltemperatur HT von 650 °C gehaspelt worden ist. Das so erhaltene Warmband wies eine Zugfestigkeit Rm von 1345 MPa und eine Bruchdehnung A80 von 5 % auf. Der Restaustenit-Anteil seines Gefüges betrug 5,5 %.
    • Beispiel 7
  • Das gemäß Beispiel 6 erhaltene Warmband ist über eine Glühzeit von 10 min. einer Warmbandglühung bei 300 °C unterzogen worden. Das geglühte Warmband wies eine Zugfestigkeit Rm von 1100 MPa bei einer Bruchdehnung A80 von 8 % auf.
    • Beispiel 8
  • Ein entsprechend Beispiel 2 zusammengesetztes Warmband ist über eine Glühzeit von 10 min. einer Warmbandglühung bei 300 °C unterzogen worden. Das geglühte Warmband wies eine Zugfestigkeit Rm von 1300 MPa bei einer Bruchdehnung A80 von 8 % auf.
    • Beispiel 9
  • Aus einer Stahlschmelze, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,12 % C, 7 % Mn, 0,11 % Si, 1,6 % Al, 0,3 % Ni, 0,1 % Cu, 0,007 % N und 0,01 % V und 0,5 % Cr enthielt, ist zu einem gegossenen Band vergossen worden. Das gegossene Band wies eine Zugfestigkeit Rm von 1380 MPa bei einer Bruchdehnung A50 von 6 % auf. Der Anteil des Restaustenits am Gefüge des erhaltenen gegossenen Bands betrug 2 %. Nach einer Haubenglühung betrug seine Zugfestigkeit Rm 1050 MPa und seine Bruchdehnung A50 22 %. Der Anteil des Restaustenits am Gefüge des Bands betrug nach dem Glühen 35 %.
    • Beispiel 10
  • Ein Warmband, das neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0,1 % C, 7 % Mn, 0,20 % Si, 0,01 % N und 2,6 % Cr bestand, ist über drei Minuten einer Glühung bei 920 °C unterzogen, anschließend innerhalb von 7 s in ein Abschreckbecken überführt und dort in Wasser abgeschreckt worden. Alternativ wäre auch mit demselben Ergebnis eine Abschreckung in Öl möglich gewesen. Nach dem Abschrecken betrug seine Zugfestigkeit Rm 1450 MPa bei einer Bruchdehnung A80 von 11 %. Das Produkt RmxA80 betrug demnach ca. 16.000 MPa x %. Das Gefüge des auf diese Weise erhaltenen Warmbands bestand aus kubisch verzerrtem α-Martensit und geringen Volumenanteilen von jeweils ca. 5 % an Austenit und hexagonal verzerrtem ε-Martensitanteilen.
    • Beispiel 11
  • Aus einer Stahlschmelze, die neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,1 % C, 6 % Mn, 0,13 % Si, 0,03 % Al, 1,2 % Cr, 0,2 % Ni, 0,10 % Cu, 0,017 % N und 0,04 % V enthielt, ist zu einem gegossenen Band vergossen und anschließend einer Haubenglühung unterzogen worden. Das gegossene Band wies nach dem Glühen eine Zugfestigkeit Rm von 1000 MPa bei einer Bruchdehnung A50 von 22 % auf.
    • Beispiel 12
  • Ein Warmband, das neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,1 % C, 7 % Mn, 0,13 % Si, 0,02 % Al, 1,5 % Cr, 0,18 % Ni, 0,13 % Cu, 0,002 % N und 0,08 % V enthielt, ist zu einem Kaltband kaltgewalzt und anschließend feuerverzinkt worden. Das verzinkte Kaltband wies eine Zugfestigkeit Rm von 1300 MPa bei einer Bruchdehnung A50 von 15 % auf. Der Anteil des Restaustenits am Gefüge des erhaltenen gegossenen Bands betrug 20 %.
    • Beispiel 13
  • Ein Warmband, das neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,08 % C, 8 % Mn, 0,15 % Si, 0,02 % Al, 1 % Cr, 0,2 % Ni, 0,15 % Cu, 0,015 % N und 0,06 % V enthielt, ist zu einem Kaltband kaltgewalzt und anschließend einer Haubenglühung bei einer Glühtemperatur von 550 °C unterzogen worden. Nach der Haubenglühung betrug seine Zugfestigkeit Rm 1080 MPa und seine Bruchdehnung A50 25 %. Der Anteil des Restaustenits am Gefüge des gegossenen Bands lag nach dem Glühen bei 30 %.
    • Beispiel 14
  • Ein Stahlblech, das neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,05 % C, 0,06 % Si, 1,1 % Cr, 0,01 % N und 10 % Mn enthielt, ist innerhalb von drei Minuten auf 920 °C erwärmt worden. Anschließend ist das Blech innerhalb von 7 s in jeweils ein Abschreckbecken transferiert worden, in dem es in Öl- oder Wasser abgeschreckt worden ist. Der in Öl abgeschreckte Stahl wies eine Zugfestigkeit Rm von 1390 MPa bei einer Bruchdehnung A80 von 12 % auf. Das Produkt Rm*A betrug dementsprechend 16680 MPa%. Der in Wasser abgeschreckte Stahl wies eine Zugfestigkeit Rm von 1350 MPa bei einer Bruchdehnung A80 von 12 % auf. Das Produkt Rm*A betrug für den wasserabgeschreckten Stahl dementsprechend 16200 MPa%. Nach der Öl- oder Wasserabschreckung bestand die Mikrostruktur des Stahls aus kubisch verzerrtem α-Martensit und geringen Volumengehalten aus zähem Austenit (ca. 4 %) sowie hexagonal verzerrten ε-Martensit (ca. 6 %).
    • Beispiel 15
  • Ein Stahlblech, das neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,05 % C, 10 % Mn, 0,06 % Si, 0,009 % N, 1,1 % Cr und 1 % Ni enthielt, ist innerhalb von drei Minuten auf 920 °C erwärmt worden. Anschließend ist das Blech innerhalb von 7 s in jeweils ein Abschreckbecken transferiert worden, in dem es in Öl- oder Wasser abgeschreckt worden ist. Der in Öl abgeschreckte Stahl wies eine Zugfestigkeit Rm von 1315 MPa bei einer Bruchdehnung A80 von 12,1 % auf. Das Produkt Rm*A betrug dementsprechend 15910 MPa%. Der in Wasser abgeschreckte Stahl wies eine Zugfestigkeit Rm von 1285 MPa bei einer Bruchdehnung A80 von 12,3 %. Für den wasserabgeschreckten Stahl betrug das Produkt Rm*A demnach 15810 MPa%. Nach Öl- oder Wasserabschreckung bestand die Mikrostruktur des Stahls aus kubisch verzerrtem α-Martensit und geringen Volumengehalten aus zähem Austenit (ca. 7 %) sowie hexagonal verzerrten ε-Martensit (ca. 5 %).
    • Beispiel 16
  • Ein Stahlblech, das neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,1 % C, 10 % Mn, 0,06 % Si, 0,009 % N, 1,1 % Cr und 1,5 % Al enthielt, ist innerhalb von drei Minuten auf 920 °C erwärmt worden. Anschließend ist das Blech innerhalb von 7 s in jeweils ein Abschreckbecken transferiert worden, in dem es in Öl- oder Wasser abgeschreckt worden ist. Der in Öl abgeschreckte Stahl wies eine Zugfestigkeit Rm von 1350 MPa bei einer Bruchdehnung A80 von 10,8 % auf. Das Produkt Rm*A betrug dementsprechend 14580 MPa%. Der in Wasser abgeschreckte Stahl wies eine Zugfestigkeit Rm von 1350 MPa bei einer Bruchdehnung A80 von 10,6 %. Für den wasserabgeschreckten Stahl betrug das Produkt Rm*A demnach 14310 MPa%. Nach der Öl- oder Wasserabschreckung bestand die Mikrostruktur des Stahls aus kubisch verzerrtem α-Martensit und geringen Volumengehalten aus zähem Austenit (ca. 12 %).
  • Insgesamt wird durch die erfindungsgemäße Vorgehensweise eine gegenüber dem Stand der Technik für warmumgeformte höchstfeste Materialien verbesserte Kombination aus Bauteilfestigkeit und Restverformungsvermögen erzielt, welche durch hohe Werte des Produkts aus Zugfestigkeit und jeweiliger Bruchdehnung charakterisiert ist.

Claims (19)

  1. Stahl mit einer mindestens 4 % betragenden Bruchdehnung A80 und einer 900 - 1500 MPa betragenden Zugfestigkeit Rm, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%)
    C: bis zu 0,5 %,
    Mn: 4 - 12,0 %,
    Si: bis zu 1,0 %,
    Al: bis zu 3,0 %,
    Cr: 0,1 - 4,0 %,
    Cu: bis zu 2,0 %,
    Ni: bis zu 2,0 %,
    N: bis zu 0,05 %,
    P: bis zu 0,05 %,
    S: bis zu 0,01 %
    besteht, sowie
    optional ein Element oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Nb, Ti" enthält, wobei die Summe der Gehalte an diesen Elementen höchstens gleich 0,5 % ist.
  2. Stahl nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt mindestens 0,03 Gew.-% beträgt.
  3. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Mn-Gehalt höchstens 10 Gew.-% beträgt.
  4. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Mn-Gehalt weniger als 9,5 Gew.-% beträgt.
  5. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt höchstens 0,5 Gew.-% beträgt.
  6. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Si-Gehalt mindestens 0,05 Gew.-% beträgt.
  7. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Al-Gehalt höchstens 2 Gew.-% beträgt.
  8. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt mindestens 0,5 Gew.-% beträgt.
  9. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, d a s s sein Cr-Gehalt mindestens 1 Gew.-% beträgt.
  10. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt höchstens 3 Gew.-% beträgt.
  11. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt höchstens 2 Gew.-% beträgt.
  12. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cu-Gehalt höchstens 1 Gew.-% beträgt.
  13. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ni-Gehalt höchstens 1 Gew.-% beträgt.
  14. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein N-Gehalt mindestens 0,0025 Gew.-% beträgt.
  15. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein N-Gehalt höchstens 0,03 Gew.-% beträgt.
  16. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe der Gehalte der optional vorhandenen Elemente aus der Gruppe "V, Nb, Ti" höchstens gleich 0,3 Gew.-% ist.
  17. Stahl nach einem der voranstehenden Ansprüche,
    dadurch gekennzeichnet, dass der optional vorhandene Gehalt an Ti höchstens gleich 0,15 Gew.-% ist.
  18. Stahlflachprodukt hergestellt aus einem gemäß einem der voranstehenden Ansprüche beschaffenen Stahl, dadurch gekennzeichnet, dass sein Gefüge zu 30 - 100 % aus Martensit, angelassenem Martensit oder Bainit und als Rest aus Austenit besteht.
  19. Verfahren zur Herstellung eines gemäß Anspruch 18 beschaffenen Stahlflachprodukts, umfassend folgende Arbeitsschritte:
    - Erschmelzen einer gemäß einem der Ansprüche 1 - 17 zusammengesetzten Stahlschmelze,
    - Erzeugen eines Ausgangsprodukts für ein anschließendes Warmwalzen, indem die Stahlschmelze zu einem Strang, von dem mindestens eine Bramme oder Dünnbramme als Ausgangsprodukt für das Warmwalzen abgeteilt wird, oder zu einem gegossenen Band vergossen wird, das als Ausgangsprodukt dem Warmwalzen zugeführt wird,
    - Wärmebehandeln des Ausgangsprodukts, um das Ausgangsprodukt auf eine Warmwalzstarttemperatur von 1150 - 1000 °C zu bringen,
    - Warmwalzen des Ausgangsprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von höchstens 2,5 mm, wobei das Warmwalzen bei einer 1050 - 800 °C betragenden Warmwalzendtemperatur beendet wird,
    - Haspeln des Warmbands zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von ≤ 700 °C,
    - wobei sich an das Haspeln jeweils optional die folgenden Arbeitsschritte anschließen können:
    - Glühen des Warmbands bei einer 250 - 950 °C betragenden Warmbandglühtemperatur,
    - Kaltwalzen des geglühten Warmbands in einem Schritt oder in mehreren Schritten zu einem Kaltband mit einer Dicke von höchstens 60 % der Dicke des Warmbands,
    - Glühen des Kaltbands bei einer 450 - 950 °C betragenden Kaltbandglühtemperatur,
    - Beschichten der Oberfläche des Warmbands oder des Kaltbands mit einem metallischen Korrosionsschutzüberzug,
    - Beschichten der Oberfläche des Warmbands oder des Kaltbands mit einem organischen Überzug.
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