EP1200635A1 - Höherfestes stahlband oder -blech und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Höherfestes stahlband oder -blech und verfahren zu seiner herstellung

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EP1200635A1
EP1200635A1 EP00956356A EP00956356A EP1200635A1 EP 1200635 A1 EP1200635 A1 EP 1200635A1 EP 00956356 A EP00956356 A EP 00956356A EP 00956356 A EP00956356 A EP 00956356A EP 1200635 A1 EP1200635 A1 EP 1200635A1
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EP
European Patent Office
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sheet
steel strip
steel
strip
mass
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EP00956356A
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Bernhard Engl
Thomas Gerber
Klaus Horn
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Stahl AG
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Publication date
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    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the invention relates to a high-strength steel strip or sheet with a predominantly ferritic-martensitic structure and a method for its production.
  • a well-formable steel strip or sheet is characterized by high r-values, which stand for good deep-drawability, high n-values, which stand for good stretchability, and high, positive plane-strain properties.
  • Another characteristic of good stretchability is a low yield ratio, which is formed from the quotient of the yield strength and tensile strength.
  • Steel strip or sheet is kept in a temperature range ⁇ 500 ° C. This maintenance at a temperature of up to 500 ° C results in the extensive excretion of dissolved carbon as carbide in low-alloy, soft steels. This excretion of carbide has a positive influence on the mechanical-technological properties of the steel strip or sheet. In the production of dual-phase steels in continuous annealing plants, however, undesired tempering effects in martensite can occur when passing through the aging zone.
  • the object of the invention is to provide a high-strength steel strip or sheet made of a dual-phase steel, which has good mechanical-technological properties even after passing through an annealing process, including aging treatment.
  • a method for producing such a strip or sheet is to be specified.
  • a high-strength steel strip or sheet which has a predominantly ferritic-martensitic structure, in which the martensite content is between 4 to 20%, the steel strip or sheet being composed of Fe and melting-related impurities (in mass%) 0.05 - 0.2% C, ⁇ 1.0% Si, 0.8 " - 2.0% Mn, ⁇ 0.1% P, Contains ⁇ 0.015% S, 0.02 - 0.4% AI, ⁇ 0.005% N, 0.25 - 1.0% Cr, 0.002 - 0.01% B.
  • the Martenistan portion is preferably around 5% to 20% of the predominantly martensitic-ferritic structure.
  • a steel strip or sheet steel according to the invention has high strengths of at least 500 N / mm 2 with good formability at the same time, without the need for particularly high contents of certain alloying elements.
  • the invention makes use of the conversion-influencing effect of the element boron, which is already known per se for steels for hot-rolled strips and forged parts.
  • the strength-increasing effect of boron is ensured by adding at least one alternative nitride former, preferably Al and additionally Ti, to the steel material according to the invention.
  • the effect of the addition of titanium and aluminum is that they bind the nitrogen contained in the steel, so that boron is available for the formation of hardness-increasing carbides. Supported by the necessary Cr content, a higher strength level is achieved in this way than with comparable steels, which are composed in a conventional way.
  • the strength-increasing effect of boron in steels has already been discussed in the prior art in connection with the production of hot strip or forged parts.
  • the German published patent application DE 197 19 546 AI describes a hot strip of the highest strength, to which Ti is optionally alloyed in an amount suitable for a stoichiometric Setting of the nitrogen present in the steel is sufficient.
  • the proportion of boron also added is protected from binding to nitrogen. The boron can thus contribute unhindered to the strengthening and hardenability of the steel.
  • German patent application DE 30 07 560 AI describes the production of a higher-strength, hot-rolled dual-phase steel, to which boron is added in a proportion of 0.0005 to 0.01% by weight.
  • the purpose of adding boron in this case is to delay the ferrite-pearlite conversion.
  • the yield strengths of a strip or sheet according to the invention are between 250 N / mm 2 and 350 N / mm 2 .
  • the tensile strengths are 500 N / mm 2 to more than 600 N / mm 2 , in particular up to 650 N / mm 2 .
  • the undressed material is practically free of yield stress
  • a steel strip or sheet according to the invention thus has properties and features that could not previously be achieved for low-alloy steels.
  • Another advantage of steels according to the invention is their resistance to tempering effects.
  • the problem, particularly in the case of conventionally composed two-phase steels, that the martensite portion is left on during an aging treatment and on it How the strength decreases, is avoided in the case of steels composed according to the invention by the presence of chromium.
  • the AI content can be limited to a range of 0.02 - 0.05 mass%.
  • the nitrogen contained in the steel is not only offered as AI as a nitride former, but a sufficient amount of Ti is available for the stoichiometric setting of the nitrogen. If, on the other hand, there is no Ti in the steel, the Al content of the steel strip or sheet should be from 0.1 to 0.4% by mass. The presence of aluminum and / or titanium initially results in the formation of relatively coarse-grained TiN and / or A1N.
  • One possibility for producing a steel strip or sheet according to the invention is to produce the steel strip or sheet by cold rolling a hot strip.
  • a thin hot strip can also be processed into a steel strip according to the invention without further cold rolling, provided that its thickness is sufficiently reduced for further processing.
  • Such one Hot strip can be produced, for example, on a casting and rolling system, in which a cast steel strand is directly rolled out to a hot strip of small thickness.
  • the above-mentioned object with regard to the manufacturing process is achieved in that the steel strip or sheet is subjected to an annealing treatment in a continuous furnace, in which the annealing temperature is between 750 ° C and 870 ° C, preferably between 750 ° C and 850 ° C, and that the annealed steel strip or sheet is then cooled from the annealing temperature with a cooling rate of at least 20 ° C / s and at most 100 ° C / s.
  • a steel strip can be produced on the basis of a C-Mn steel to which boron and at least Al and, if necessary, additionally Ti as a nitride former, which also has the desired high martensite content of around 5 under the annealing and cooling conditions specified % to 20%.
  • the boron which is freely dissolved in the lattice, ensures that the formation of martensite begins even at low cooling speeds in such a way that a predominant ferrite / martensite structure is created with the dual-phase property combinations. It has been found that this effect is effective even at a level of 0.002 to 0.005% boron.
  • the invention thus enables the production of a high-strength steel strip or sheet steel, without the need for expensive cooling devices or large amounts of alloying elements.
  • the aging can last up to 300 s and the treatment temperature can be between 300 ° C and 400 ° C.
  • hot-dip coating for example hot-dip galvanizing
  • the holding time should be up to 80 s during possible aging during galvanizing and the treatment temperature should be between 420 ° C and 480 ° C.
  • the properties of a galvanized steel strip or sheet produced according to the invention can be further improved by carrying out a known "galvannealing" treatment after the galvanizing. With such a treatment, hot-dip galvanized sheet or strip is annealed after hot dipping. Depending on the application, it may also be advisable to finish the steel strip or sheet.
  • Table 1 shows the alloy contents and the technological-mechanical parameters A RE (Yield strength), R ⁇ L (lower yield strength), R m (tensile strength), ReiVRm (yield strength ratio) and A 80 (elongation at break) for steel strips AI - A4 according to the invention. This is compared with the corresponding information on comparative steel strips Bl - B5, Cl - C5, Dl - D4 and El in the same table.
  • the C content of all steel strips AI - El according to the invention and given for comparison in Table 1 is between 0.07 and 0.08 mass%.
  • the Mn content of 1.5 - 2.4 mass% was used to influence the conversion behavior of the comparison steel strips Bl - B5.
  • an element combination of Si (around 0.4% by mass) and Mn (1.5 - 2.4% by mass) is used for the same purpose, and in the case of the comparative steel strips Dl - D4, a combination of the contents of Si (up to 0.7% by mass), Mn (1.2-1.6% by mass) and Cr (0.5% by mass).
  • Mo is also provided for the comparative steel strip El.
  • the strong conversion-retarding property of boron was used.
  • the nitrogen was bound with Ti as the nitride former.
  • the Ti content present for this purpose was 0.03% by mass at N contents of 0.004 to 0.005% by mass, while the B content was approximately 0.003% by mass.
  • the respective slab After the melting of the steels AI - A4 and the casting of a slab each, the respective slab to 1170 ° C. Then a hot strip with a thickness of 4.2 mm was rolled from the heated slab. The final rolling temperature was 845 - 860 ° C. The hot strip was then coiled at a temperature of 620 ° C., the mean coil cooling being 0.5 ° C./min. The hot strip was then pickled and cold rolled to a thickness of 1.25 mm.
  • the respective cold-rolled steel strip was subjected to continuous annealing, which was based on a standard procedure with aging for low-alloy, soft steels.
  • the main characteristics of this annealing and aging treatment were an annealing temperature during continuous annealing of 800 ° C and a two-part cooling followed by passing through the aging zone.
  • the cooling initially took place to 550-600 ° C. with a cooling rate of approx. 20 ° C./s.
  • the mixture was then cooled to 400 ° C. at a cooling rate of approx. 50 ° C./s.
  • the final aging treatment consisted of holding in the temperature range of 400-300 ° C for 150 s.
  • Table 2 shows the alloy contents and the technological-mechanical parameters A RE (yield strength), R eL (lower yield strength), R m (tensile strength), Rei / m (yield strength ratio) and A 8 o (elongation at break) for a steel strip according to the invention FI specified.
  • a RE yield strength
  • R eL lower yield strength
  • R m tensile strength
  • Rei / m yield strength ratio
  • a 8 o elongation at break
  • the annealing was carried out at 870 ° C. This was followed by a holding phase at 480 ° C for 60 seconds.
  • the zinc bath temperature was 460 ° C.
  • the operating conditions are detailed in Table 3.
  • the properties of the hot-dip-coated, finally trained steel strip FI are in the range of the properties of the values according to the invention, shown in Table 1.
  • Table 4 also shows the alloy contents and the technological-mechanical characteristics A RE (yield strength), R ⁇ L (lower yield strength), R m (tensile strength), R e ⁇ , / R m (yield strength ratio) and A for steel strips according to the invention Gl 1 -Gl 4 8 o (elongation at break) for steel strips AI-A4 according to the invention.
  • the steel strips Gl 1 -Gl 4 are each based on a steel of identical composition and have been subjected to a conventional hot and cold rolling process.
  • the cold-rolled steel strips Gl 1 and Gl 2 have undergone a continuous annealing treatment, while the steel strips Gl 3 and Gl 4 have been subjected to a hot-dip galvanizing treatment.
  • the respective operating conditions are given in Table 5.
  • annealing temperatures of 780 - 800 C C the tensile strengths of the steel strips Gl 1 -Gl 4 are around 500 N / mm 2 .
  • the start of the flow is largely free of yield stress (A RE ⁇ 1.0%).

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Description

Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein höherfestes Stahlband oder - blech mit einem überwiegend ferritisch - martensitischen Gefüge und ein Verfahren zu seiner Herstellung.
Im Rahmen der Verwendung von Stahlbändern und Stahlblechen der voranstehend genannten Art werden ständig höher werdende Anforderungen an die Vielseitigkeit der Verwendbarkeit und die Gebrauchseigenschaften gestellt. So werden immer bessere mechanische Eigenschaften derartiger Stahlbänder und - bleche verlangt. Dies betrifft insbesondere das Umformvermögen derartiger Materialien.
Ein gut umformbares Stahlband oder -blech zeichnet sich durch hohe, für eine gute Tiefziehbarkeit stehende r- Werte, hohe, für eine gute Streckziehbarkeit stehende n- Werte und hohe, positive plane-strain-Eigenschaften anzeigende Dehnungswerte aus. Ebenso kennzeichnend für eine gute Streckziehbarkeit ist ein niedriges Streckgrenzenverhältnis, welches aus dem Quotient von Streckgrenze und Zugfestigkeit gebildet wird.
Zu der allgemeinen Forderung nach zunehmenden Festigkeiten kommen ebenfalls zunehmende Anstrengungen im Bereich des Leichtbaus. In diesem Gebiet werden zum Zwecke der Gewichtsersparnis Bleche mit verringerten Blechdicken eingesetzt. Der mit der Reduzierung der Blechdicke konstruktionsbedingt einhergehende Festigkeitsverlust kann durch eine Steigerung der Festigkeit der Bleche selbst ausgeglichen werden. Allerdings zieht eine Steigerung der Festigkeit naturgemäß eine Abnahme der Umformbarkeit nach sich. Vorrangiges Ziel der Weiterentwicklung von Werkstoffen der hier in Rede stehenden Art ist daher die Steigerung der Festigkeiten bei gleichzeitig möglichst geringer Abnahme der Umformbarkeit .
Zahlreiche höherfeste, mikrolegierte oder P-legierte Stähle mit guter Kaltumformbarkeit sind in den Stahl- Eisen-Werkstoffblättern 093 und 094 angegeben. Zum Teil weisen diese Stähle Bake-Hardening-Eigenschaften auf. Letztere lassen sich insbesondere durch Anwendung eines Durchlaufglühverfahrens erzielen, welches gegebenenfalls mit einem Schmelztauchveredelungsverfahren gekoppelt wird.
Zudem hat man in der Praxis erfolgreich versucht, die Festigkeit von Stählen bei gleichzeitig deutlich höherer Umformbarkeit durch eine Erhöhung der Legierungsgehalte zu steigern. Ergänzend oder alternativ konnten diese Eigenschaften durch beschleunigte Abkühlraten während des Warmwalzprozesses oder Durchlaufglühprozesses verbessert werden. Der Nachteil dieser Vorgehensweise besteht jedoch darin, daß durch die erhöhten Gehalte an Legierungselementen und die Einrichtung und den Betrieb der erforderlichen Kühleinrichtungen hohe Kosten verursacht werden. Herkömmliche Durchlaufglühanlagen für Feinblech sind hinter dem Glüh- und Abkühlteil mit einem Überalterungsofen ausgestattet. In einer solchen Überalterungszone findet eine "Überalterung" des Stahlbandes oder -blechs statt, indem das verarbeitete
Stahlband oder -blech in einem Temperaturbereich < 500 °C gehalten wird. Dieses Halten bei einer Temperatur von bis zu 500 °C bewirkt bei niedrig legierten, weichen Stählen eine weitgehende Ausscheidung gelösten Kohlenstoffs als Karbid. Durch diese Ausscheidung von Karbid werden die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Stahlbandes oder -blechs positiv beinflußt. Bei der Herstellung von Dual-Phasen-Stählen in Durchlaufglühanlagen kann es jedoch beim Durchlaufen der Überalterungszone zu unerwünschten Anlasseffekten im Martensit kommen.
Die Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein aus einem Dual-Phasen-Stahl hergestelltes höherfestes Stahlband oder -blech zu schaffen, welches auch nach Durchlauf eines Glühprozesses unter Einschluß einer Überalterungsbehandlung gute mechanisch-technologische Eigenschaften besitzt. Darüber hinaus soll ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Bandes oder Blechs angegeben werden.
Diese Aufgabe wird einerseits durch ein höherfestes Stahlband oder -blech gelöst, welches ein überwiegend ferritisch - martensitisches Gefüge aufweist, an welchem der Martensitanteil zwischen 4 bis 20 % beträgt, wobei das Stahlband oder -blech neben Fe und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen (in Masse-%) 0,05 - 0,2 % C, < 1,0 % Si, 0,8" - 2,0 % Mn, < 0,1 % P, < 0,015 % S, 0,02 - 0,4 % AI, < 0,005 % N, 0,25 - 1,0 % Cr, 0,002 - 0,01 % B enthält. Vorzugsweise beträgt der Martenistanteil rund 5 % bis 20 % des überwiegend martensitisch-ferritischen Gefüges .
Ein erfindungsgemäßes Stahlband oder Stahlblech weist hohe Festigkeiten von mindestens 500 N/mm2 bei gleichzeitig gutem Umformvermögen auf, ohne daß dazu besonders hohe Gehalte an bestimmten Legierungselementen erforderlich sind. Zur Steigerung der Festigkeit greift die Erfindung auf den an sich schon bei Stählen für warmgewalzte Bänder und Schmiedeteile bekannten umwandlungsbeeinflussenden Effekt des Elementes Bor zurück. Die festigkeitssteigernde Wirkung des Bors wird dabei dadurch sichergestellt, daß dem Stahlwerkstoff erfindungsgemäß mindestens ein alternativer Nitridbildner, vorzugsweise AI und ergänzend Ti, beigegeben wird. Die Wirkung der Zugabe an Titan und Aluminium besteht darin, daß sie den im Stahl enthaltenen Stickstoff binden, so daß Bor zur Bildung von härtesteigernden Karbiden zur Verfügung steht. Unterstützt durch den notwendig vorhandenen Cr-Gehalt wird auf diese Weise ein höheres Festigkeitsniveau erreicht als bei vergleichbaren Stählen, die in konventioneller Weise zusammengesetzt sind.
Wie erwähnt, ist die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor in Stählen im Stand der Technik im Zusammenhang mit der Herstellung von Warmband oder Schmiedeteilen schon diskutiert worden. So beschreibt beispielsweise die deutsche Offenlegungsschrift DE 197 19 546 AI ein Warmband höchster Festigkeit, welchem wahlweise Ti in einer Menge zulegiert wird, die für eine stöchiometrische Abbindung des im Stahl vorhandenen Stickstoffs ausreicht. Auf diese Weise wird der ebenfalls zugegebene Anteil an Bor vor der Bindung an Stickstoff geschützt. Damit kann das Bor ungehindert zur Festigkeitssteigerung und Durchhärtbarkeit des Stahls beitragen. Des weiteren wird in der deutschen Offenlegungsschrift DE 30 07 560 AI die Herstellung eines höherfesten, warmgewalzten Dualphasen- Stahles beschrieben, dem Bor in einem Anteil von 0,0005 bis 0,01 Gewichts-% zugegeben ist. Der Zweck der Bor- Zugabe besteht in diesem Fall in der Verzögerung der Ferrit-Perlit-Umwandlung .
Überraschend hat sich herausgestellt, daß bei einem erfindungsgemäßen höherfesten Stahlband oder Stahlblech der Anteil des Martensit auch dann erhalten bleibt, wenn das betreffende Material nach dem Kaltwalzen einer Glühbehandlung mit nachfolgender Abkühlung und Überalterung oder einer Schmelztauchveredelung ausgesetzt wird. Die Streckgrenzen eines erfindungsgemäßen Bandes oder Blechs liegen zwischen 250 N/mm2 und 350 N/mm2. Die Zugfestigkeiten betragen 500 N/mm2 bis mehr als 600 N/mm2, insbesondere bis 650 N / mm2. Das Material ist im undressierten Zustand praktisch streckgrenzdehnungsfrei
(ARE ≤ 1,0). Ein erfindungsgemäßes Stahlband oder -blech weist damit Eigenschaften und Merkmale auf, wie sie bislang für niedrig legierte Stähle nicht erreicht werden konnten.
Ein weiterer Vorteil erfindungsgemäßer Stähle besteht in ihrer Beständigkeit gegen Anlaßeffekte. Das insbesondere bei herkömmlich zusammengesetzten Zweiphasenstählen bestehende Problem, daß der Martensitanteil bei einer Überalterungsbehandlung angelassen wird und es auf diese Weise zu einer Abnahme der Festigkeit kommt, wird bei erfindungsgemäß zusammengesetzten Stählen durch die Anwesenheit von Chrom vermieden.
Bevorzugt weist ein erfindungsgemäßes Stahlband oder - blech zusätzlich einen Ti-Gehalt von mindestens 2,8 x AN, mit AN = Anteil an N in Masse-%, auf. Dabei kann der AI- Gehalt auf einen Bereich von 0,02 - 0,05 Masse-% beschränkt werden. Bei dieser Ausgestaltung der Erfindung wird dem im Stahl enthaltenen Stickstoff nicht nur AI als Nitridbildner angeboten, sondern es ist eine für die stöchiometrische Abbindung des Stickstoffs ausreichende Menge an Ti vorhanden. Ist dagegen im Stahl kein Ti vorhanden, so sollte der Al-Gehalt des Stahlbandes oder -blechs von 0,1 bis 0,4 Masse-% betragen. Durch die Anwesenheit von Aluminium und/oder Titan bildet sich bei Abkühlung zunächst verhältnismäßig grobkörniges TiN und/oder A1N. Da Titan und Aluminium affiner zu Stickstoff sind als Bor, steht der vorhandene Borgehalt für die Karbidbildung zur Verfügung. Dies beeinflußt die mechanischen Eigenschaften erfindungsgemäßer Stähle günstiger als dies der Fall ist, wenn bei Abwesenheit von ausreichenden Titan- oder Aluminiumgehalten beispielsweise zunächst feinkörniges BN ausgeschieden wird.
Eine Möglichkeit der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlbandes oder -blechs besteht darin, das Stahlband oder -blech durch Kaltwalzen eines Warmbandes zu erzeugen. Alternativ kann jedoch auch ein dünnes Warmband ohne weiteres Kaltwalzen zu einem erfindungsgemäßen Stahlband verarbeitet werden, sofern seine Dicke für die Weiterverarbeitung ausreichend reduziert ist. Ein solches Warmband kann beispielsweise auf einer Gießwalzanlage hergestellt werden, in welcher ein gegossener Stahlstrang unmittelbar zu einem Warmband geringer Dicke ausgewalzt wird. Unabhängig davon, welcher Weg der Herstellung des Stahlbandes oder -blechs beschritten wird, wird die voranstehend genannte Aufgabe hinsichtlich des Herstellverfahrens dadurch gelöst, daß das Stahlband oder -blech im Durchlaufofen einer Glühbehandlung unterzogen wird, bei der die Glühtemperatur zwischen 750 °C und 870 °C, vorzugsweise zwischen 750 °C und 850 °C, liegt, und daß das geglühte Stahlband oder -blech anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von wenigstens 20 °C / s und höchstens 100 °C / s abgekühlt wird.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren läßt sich auf Basis eines C-Mn-Stahls, dem Bor und mindestens AI und ggf. ergänzend Ti als Nitridbildner zugegeben ist, ein Stahlband herstellen, das auch unter den angegebenen Glüh- und Abkühlbedingungen den gewünscht hohen Martensitanteil von rund 5 % bis 20 % besitzt. Anders als bei herkömmlicher Vorgehensweise ist es dazu nicht erforderlich, das Stahlband oder Stahlblech zur Bildung von Martensit im Gefüge nach dem Durchlaufglühen mit einer hohen Abkühlgeschwindigkeit abzukühlen. Statt dessen gewährleistet das im Gitter frei gelöste Bor, daß die Martensitbildung auch bei niedrigen Abkühlgeschwindigkeiten derart einsetzt, daß ein überwiegendes Ferrit-/ Martensitgefüge mit den dualphasentypischen Eigenschaftskombinationen entsteht. Es ist festgestellt worden, daß dieser Effekt schon bei einem Anteil von 0,002 bis 0,005 % Bor wirksam ist. Somit ermöglicht die Erfindung die Herstellung eines höherfesten Stahlbandes oder Stahlblechs, ohne daß dazu kostenaufwendige Vorrichtungen zum Abkühlen eingesetzt oder große Mengen an Legierungselementen verwendet werden müssen.
Des weiteren ist festgestellt worden, daß erfindungsgemäß erzeugte Stähle keine nennenswerten
Eigenschaftsverschlechterungen durch Anlaßeffekte im Martensit beim Durchlauf der Überalterung erfahren. In solchen Fällen, in denen keine Schmelztauchveredelung des Stahlbandes oder -blechs durchgeführt wird, kann die Überalterung bis zu 300 s dauern und die Behandlungstemperatur 300 °C bis 400 °C betragen. Wird dagegen eine Schmelztauchveredelung, beispielsweise eine Feuerverzinkung, durchgeführt, so sollte die Haltedauer während einer möglichen Überalterung beim Verzinken bis zu 80 s betragen und die Behandlungstemperatur zwischen 420 °C und 480 °C liegen. Darüber hinaus können die Eigenschaften eines erfindungsgemäß erzeugten, verzinkten Stahlbandes oder -blechs noch dadurch verbessert werden, daß nach der Verzinkung eine an sich bekannte "Galvannealing"-Behandlung durchgeführt wird. Bei einer derartigen Behandlung wird feuerverzinktes Blech oder Band nach dem Schmelztauchen geglüht. Je nach Anwendungsfall kann es darüber hinaus zweckmäßig sein, das Stahlband oder -blech abschließend zu dressieren.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
In Tabelle 1 sind die Legierungsgehalte und die technologisch-mechanischen Kennwerte ARE (Streckgrenzdehnung) , RβL (untere Streckgrenze) , Rm (Zugfestigkeit) , ReiVRm (Streckgrenzverhältnis) und A80 (Bruchdehnung) für erfindungsgemäße Stahlbänder AI - A4 angegeben. Dem gegenübergestellt sind in derselben Tabelle die entsprechenden Angaben zu Vergleichsstahlbändern Bl - B5, Cl - C5, Dl - D4 und El.
Bei allen in Tabelle 1 angegebenen erfindungsgemäßen und zum Vergleich angegebenen Stahlbändern AI - El liegt der C-Gehalt zwischen 0,07 und 0,08 Masse-%. Bei den angeführten Vergleichsstahlbändern Bl - B5 ist der Mn- Gehalt von 1,5 - 2,4 Masse-% zur Beeinflussung des Umwandlungsverhaltens herangezogen worden. Im Fall der Vergleichsstahlbänder Cl - C5 ist zum selben Zweck eine Elementenkombinationen aus Si (um 0,4 Masse-%) und Mn (1,5 - 2,4 Masse-%) und im Fall der Vergleichsstahlbänder Dl - D4 eine Kombination der Gehalte an Si (bis 0,7 Masse-%), Mn (1,2 - 1,6 Masse-%) und Cr (0,5 Masse-%) benutzt worden. Beim Vergleichsstahlband El ist zusätzlich Mo vorgesehen.
Bei den erfindungsgemäßen Stahlbändern A1-A4 ist neben dem ebenfalls eingesetzten Si (bis 1,0 Masse-%) und Mn (0,8 - 1,5 Masse-%) die stark umwandlungsverzögernde Eigenschaft des Bors genutzt worden. Um die Bildung von Bor-Nitriden zu vermeiden, wurde mit Ti als Nitridbildner der Stickstoff abgebunden. Der zu diesem Zweck vorhandene Ti-Gehalt lag bei N-Gehalten von 0,004 bis 0,005 Masse-% um 0,03 Masse-%, während der B-Gehalt ca. 0,003 Masse-% betrug.
Nach der Erschmelzung der- Stähle AI - A4 und dem Gießen jeweils einer Bramme erfolgte eine Erwärmung der jeweiligen Bramme auf 1170 °C. Dann wurde aus der erwärmten Bramme ein Warmband mit einer Dicke von 4,2 mm gewalzt. Die Endwalztemperatur lag bei 845 - 860 °C. Das Warmband wurde anschließend bei einer Temperatur von 620 °C gehaspelt, wobei die mittlere Coilabkühlung 0,5 °C/min betrug. Anschließend wurde das Warmband gebeizt und auf eine Dicke von 1,25 mm kaltgewalzt.
Das jeweilige kaltgewalzte Stahlband wurde einer Durchlaufglühung unterzogen, die sich an einer Standardfahrweise mit Überalterung für niedriglegierte, weiche Stähle orientierte. Wesentliche Kennzeichen dieser Glüh- und Überalterungsbehandlung waren eine Glühtemperatur während des Durchlaufglühens von 800 °C und eine zweigeteilte Abkühlung mit abschließendem Durchlaufen der Überalterungszone. Die Abkühlung erfolgte zunächst auf 550 - 600 °C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 20 °C / s. Anschließend wurde mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 50 °C / s auf 400 °C abgekühlt. Die abschließende Überalterungsbehandlung bestand in einem Halten im Temperaturbereich von 400 - 300 °C für eine Zeit von 150 s.
Die in Tabelle 1 für die erfindungsgemäß hergestellten Stahlbänder AI bis A4 angegebenen mechanischtechnologischen Kennwerte nach einer herkömmlichen Durchlaufglühung im undressierten Zustand belegen die vorteilhaften Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Stahlbänder bzw. -bleche im Vergleich mit den zusätzlich aufgeführten höherfesten
Legierungskonzepten der Vergleichsstahlbänder. Das Fehlen einer Streckgrenzdehnung .im undressierten Zustand bei den erfindungsgemäßen Stahlbändern weist deutlich auf die günstige Ferrit/Martensit-Gefügeausbildung hin. Die Dehngrenzen liegen unter 300 N/mm2 und die Festigkeitswerte zwischen 530 N/mm2 und 630 N/mm2. Hierdurch zeigt das jeweilige Stahlband AI - A4 bei plastischer Verformung ein gutes Verfestigungsverhalten, was sich auch in einem sehr niedrigen Streckgrenzverhältnis (Re/Rm < 0,5) äußert. Die Bruchdehnungswerte liegen für Festigkeiten von 540 - 580 N/mm2 zwischen 27 und 30 % ; für ca. 630 N/mm2 bei immer noch guten 25 %. Die mechanischen Eigenschaften sind insgesamt isotrop.
Alle Vergleichsstahlbänder mit Festigkeiten, welche auf dem Niveau erfindungsgemäßer Stahlbänder liegen, zeigen in der überwiegenden Zahl der Fälle schlechtere Dehnungswerte bei vor allem deutlich angehobenen Streckgrenzendehnwerten. Dies bringt ein ungünstigeres Verfestigungsverhalten mit sich.
Bei den Vergleichsstahlbändern läßt sich nur durch sehr hohe Mn-Gehalte von mehr als 2,1 Masse-% (Vergleichsstahlbänder B4, B5, C5)
Streckgrenzdehnungsfreiheit realisieren. Auch sind deutlich höhere Festigkeitswerte feststellbar. Gleichzeitig werden allerdings ungünstigere Streckgrenzdehnungsverhältnisse und geringere Dehnungen erreicht .
In Tabelle 2 sind die Legierungsgehalte und die technologisch-mechanischen Kennwerte ARE (Streckgrenzdehnung) , ReL (untere Streckgrenze) , Rm (Zugfestigkeit) , Rei/ m (S.treckgrenzverhältnis) und A8o (Bruchdehnung) für ein erfindungsgemäßes Stahlband FI angegeben. Zur Herstellung des Stahlbands FI ist zunächst ein Ti-B-legierter C-Mn-Stahl erschmolzen und nachfolgend in herkömmlicher Weise warm- und kaltgewalzt worden. Anschließend ist das kaltgewalzte Stahlband FI geglüht und durch eine Feuerverzinkungsanlage geleitet worden.
Die Glühung wurde bei 870 °C durchgeführt. Daran schloß sich eine Haltephase bei 480 °C für 60 Sekunden an. Die Zinkbadtemperatur betrug 460 °C. Die Betriebsbedingungen sind im einzelnen in Tabelle 3 angegeben. Die Eigenschaften des derart schmelztauchveredelten, abschließend dressierten Stahlbands FI liegen im Bereich der Eigenschaften der erfindungsgemäßen, in Tabelle 1 angegebenen Werte.
In Tabelle 4 sind auch für erfindungsgemäße Stahlbänder Gl1 -Gl4 die Legierungsgehalte und die technologischmechanischen Kennwerte ARE (Streckgrenzdehnung), RΘL (untere Streckgrenze), Rm (Zugfestigkeit), Reι,/Rm (Streckgrenzverhältnis) und A8o (Bruchdehnung) für erfindungsgemäße Stahlbänder AI - A4 angegeben. Die Stahlbänder Gl1 -Gl4 sind jeweils basierend auf einem Stahl identischer Zusammensetzung erzeugt und einem herkömmlichen Warm- und Kaltwalzprozeß unterzogen worden.
Die kaltgewalzten Stahlbänder Gl1 und Gl2 haben eine Durchlaufglühbehandlung durchlaufen, während die Stahlbänder Gl3 und Gl4 einer Feuerverzinkungsbehandlung unterzogen worden sind. Die jeweiligen Betriebsbedingungen sind in Tabelle 5 angegeben. Bei Glühtemperaturen von 780 - 800 CC liegen die Zugfestigkeiten der Stahlbänder Gl1 -Gl4 bei etwa 500 N/mm2. Der Fließbeginn ist weitgehend streckgrenzdehnungsf rei (ARE < 1,0%) .
Tabelle 2
Tabelle 3

Claims

P A T E N T AN S P RÜ C H E
Höherfestes Stahlband oder -blech mit einem überwiegend ferritisch - martensitischen Gefüge, an welchem der artensitanteil zwischen 4 % bis 20 % beträgt, enthaltend neben Fe und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen (in Masse-%)
C: 0,05 - 0,2 %,
Si: < 1,0 %,
Mn: 0,8 - 2,0 %,
P: < 0,1 %,
S: < 0,015 %,
AI: 0,02 - 0,4 %,
N: < 0,005 %,
Cr: 0,25 - 1,0 %,
B: 0,002 _ 0,01 %.
2. Stahlband oder -blech nach Anspruch 1, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß es zusätzlich einen Ti-Gehalt von mindestens 2,8 x AN, mit AN = Anteil an N in Masse-%, aufweist.
3. Stahlband oder -blech nach Anspruch 2, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß sein Al-Gehalt 0,02 - 0,05 Masse-% beträgt.
4. Stahlband oder -blech nach Anspruch 1, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß sein Al-Gehalt 0,1 - 0,4 Masse-% beträgt.
5. Stahlband oder -blech nach einem der voranstehenden Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß sein B-Gehalt 0,002 bis 0,005 Masse-% beträgt.
6. Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes oder -blechs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem das Stahlband oder -blech durch Kaltwalzen eines Warmbandes erzeugt wird, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß das kaltgewalzte Stahlband oder -blech im Durchlaufofen einer Glühbehandlung unterzogen wird, bei der die Glühtemperatur zwischen 750 °C und 870 °C, vorzugsweise zwischen 750 °C und 850 °C, liegt, und d a ß das geglühte Stahlband oder -blech anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von wenigstens 20 °C / s und höchstens 100 °C / s abgekühlt wird.
Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes oder -blechs nach einem der Ansprüche 1 bis 5, bei dem das Stahlband oder -blech durch Glühen eines dünnen Warmbandes erzeugt wird, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß das Stahlband oder -blech als dünnes Warmband im Durchlaufofen einer Glühbehandlung unterzogen wird, bei der die Glühtemperatur zwischen 750 °C und 870 °C, vorzugsweise zwischen 750 °C und 850 °C, liegt, und d a ß das geglühte Stahlband oder -blech anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von wenigstens 20 °C / s und höchstens 100 °C / s abgekühlt wird.
8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß das durchlaufgeglühte, abgekühlte Stahlband oder -blech eine Überalterungszone durchläuft.
9. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß die Verweildauer in der Überalterungszone bis zu 300 s beträgt und die Behandlungstemperatur 300 °C bis 400 °C beträgt.
10. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß das Stahlband oder -blech einer Schmelztauchveredelung unterzogen wird.
11. Verfahren nach Anspruch 10, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß die für die Verzinkung und das Durchlaufen der Überalterungszone benötigte Behandlungsdauer bis zu 80 s beträgt und die Behandlungstemperatur zwischen 420 °C und 480 °C liegt.
12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß nach der Verzinkung eine Galvannealing-Behandlung durchgeführt wird. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 12, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a ß das Stahlband oder -blech abschließend dressiert wird.
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