EP3469108B1 - Verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes mit trip-eigenschften aus einem hochfesten, manganhaltigen stahl - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines kaltgewalzten stahlbandes mit trip-eigenschften aus einem hochfesten, manganhaltigen stahl Download PDF

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EP3469108B1
EP3469108B1 EP17730110.8A EP17730110A EP3469108B1 EP 3469108 B1 EP3469108 B1 EP 3469108B1 EP 17730110 A EP17730110 A EP 17730110A EP 3469108 B1 EP3469108 B1 EP 3469108B1
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steel
hot
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rolling
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Peter PALZER
Thomas Dr. Evertz
Martin Schubert
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Salzgitter Flachstahl GmbH
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Salzgitter Flachstahl GmbH
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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a cold-rolled steel strip from a high-strength, manganese-containing steel.
  • Steel strip is understood below to mean steel strips in particular, but also steel sheets.
  • Typical tensile strengths Rm for these steels are around 800 MPa to 2000 MPa.
  • the elongations at break A80 have values of around 3% to 40%.
  • a high-strength manganese-containing steel a steel strip made of this steel and a process for producing this steel strip are known.
  • the steel consists of the elements (contents in weight % and based on the steel melt): C: up to 0.5; Mn: 4 to 12.0; Si: up to 1.0; Al: up to 3.0; Cr: 0.1 to 4.0; Cu: up to 4.0; Ni: up to 2.0; N: up to 0.05; P: up to 0.05; S: up to 0.01 and the remainder iron and unavoidable impurities.
  • One or more elements from the group "V, Nb, Ti" are optionally provided, with the sum of the contents of these elements being at most 0.5.
  • the steel is said to be characterized by the fact that it is cheaper to produce than steels with a high manganese content and at the same time has high elongation at break values and thus significantly improved formability.
  • this steel can exhibit a metastable austenite with the ability to form stress-induced martensite (TRIP effect).
  • the international patent application also WO 2005/061152 A1 a process for producing hot strip from a formable, easily cold-drawn lightweight steel with a Mn content of 9 to 30 wt.% is described.
  • the hot strip has TRIP properties in addition to high tensile strength.
  • German publication DE 197 27 759 A1 is a well-drawable, ultra-high-strength austenitic lightweight steel with a tensile strength of up to 1100 MPa, which also has TRIP and TWIP properties.
  • the German publication EN 10 2012 111 959 A1 describes a high manganese steel material with TRIP and TWIP properties, which experiences an increase in hardness and formability through cold forming below room temperature, preferably in the range from +25°C to -200°C.
  • EN 10 2009 030 324 A1 A high-manganese steel with a low tendency to hydrogen embrittlement and high tensile strengths combined with high values of elongation at break is described.
  • the patent application US 2012/0059196 A1 discloses a method for producing hot strip using a horizontal strip casting plant.
  • the hot strip consists of the main components Fe, Mn, Si and Al, has TRIP and/or TWIP properties and is suitable for deep drawing.
  • the patent US 6 358 338 B1 relates to a process for producing a steel strip made of high-manganese steel. To increase the tensile strength and ductility, the steel strip is subjected to recrystallization annealing after cold rolling.
  • a high-manganese steel strip with excellent crash behavior and high tensile strength and elongation values is produced by cold rolling the steel strip after hot rolling and then annealing it at 600°C.
  • German disclosure document EN 10 2012 013 113 A1 TRIP steels are described, which have a predominantly ferritic basic structure with embedded residual austenite. Due to its strong work hardening, TRIP steel achieves high values of uniform elongation and tensile strength.
  • the WO 2014/180456 A1 concerns sheets or tubes made of a manganese-containing lightweight steel with a metastable austenitic structure in the initial state with temperature-dependent TRIP/TWIP properties. Accordingly, forming the corresponding sheets or tubes in a temperature range of 40 to 160 °C leads to an avoidance of the TRIP/TWIP effects and in a temperature range of -65 to 0 °C to an intensification of the TRIP/TWIP effects.
  • From the CN 102 912 219 A is a high-strength manganese steel with TRIP properties and a structure with a martensite content of 30 to 90% and an austenite content of 5 to 30%. Further processing takes place by hot rolling at temperatures of at least 850 to 1100 °C.
  • the EN 10 2004 061284 A1 shows hot-rolled strips made of a formable, particularly cold-deep-drawable, lightweight steel consisting of the main elements Si, Al and Mn, which has a high tensile strength and TRIP and/or TWIP properties.
  • the cast parts are finished by cold forming at more than 10% in the temperature range below 200 °C.
  • the WO 2015/195062 A1 a process is known for producing a cold strip from an ultra-high-strength steel with the following chemical composition in mass%: C: 0.01 to 0.8; Mn: 10 to 22; B: 0.001 to 0.02; Wo: 0.001 to 0.4; Co: 0.001 to 0.4; Ta: 0.001 to 0.3 and the remainder Fe.
  • a hot strip produced from this is cold rolled at room temperature and then annealed.
  • the republished EN 10 2015 112 886 A1 relates to a high-strength aluminum-containing manganese steel with the following chemical composition (in % by weight): C: 0.01 to ⁇ 0.3; Mn: 4 to ⁇ 10; AI: > 1 to 4; Si: 0.01 to 1; Cr: 0.1 to 4; Mo; 0.02 to 1; P: ⁇ 0.1; S: ⁇ 0.1; N: ⁇ 0.3; remainder iron including unavoidable steel-accompanying elements, with optional alloying of one or more of the following elements (in % by weight): V: 0.01 to 1; Nb: 0.01 to 1; Ti: 0.01 to 1; Sn: 0 to 0.5; Cu: 0.005 to 3; W: 0.03 to 3; Co: 0.05 to 3; Zr: 0.03 to 0.5 and Ca: 0.0005 to 0.1, which has a good combination of strength, elongation and forming properties.
  • C 0.01 to ⁇ 0.3
  • Mn 4 to ⁇ 10
  • AI >
  • the present invention is based on the object of specifying a method for producing a cold-rolled steel strip from a high-strength manganese-containing steel with TRIP properties, with which cold rolling to a required final thickness can be made more economical and ecological.
  • a production route from the melting of the steel to the steel strip cold-rolled to the required final thickness should be specified.
  • high-strength steels are understood to be steels with a tensile strength of 800 MPa to 2000 MPa.
  • the reason for the strong strain hardening of these high-strength manganese-containing steels with a TRIP effect is the proportion of retained austenite contained in the structure alongside martensite and/or ferrite and/or bainite and/or pearlite.
  • This retained austenite can transform into martensite at appropriate ambient temperatures (TRIP effect, both ⁇ and ⁇ '-martensite), whereby at room temperature up to about 50°C a significant proportion of martensite formation always takes place due to the TRIP effect.
  • TRIP effect both ⁇ and ⁇ '-martensite
  • the cold-rolled strip then has a high strength and a low residual formability.
  • the effect of mechanical stresses can cause deformation twins (TWIP effect).
  • the TRIP transformation mechanism from austenite to martensite is completely or partially suppressed, so that significantly higher degrees of deformation are possible during rolling in only one rolling pass.
  • cold rolling is usually often used to refer to cold rolling at room temperature.
  • cold rolling is also used for cold rolling at elevated temperature.
  • this elevated temperature in cold rolling according to the invention is significantly below the AC1 transformation temperature associated with a structural transformation.
  • the cold rolling according to the invention also preferably takes place below a homologous temperature at which no creep processes occur in the steel sheet.
  • a hot strip or a pre-strip is heated to a temperature of 70°C to 250°C or that a hot strip or a pre-strip already has a temperature of 70°C to 250°C and is then cold rolled to the required final thickness at a temperature before the first pass of 70°C to 250°C.
  • a temperature is meant that the Temperature already comes from a previous process step or is maintained at this temperature.
  • the previous process step can mean reheating, continuous or discontinuous processing using the heat present in the hot strip or preliminary strip, in particular a hot rolling process, or maintaining the temperature in a furnace.
  • the hot strip By heating the hot strip to a temperature of 70°C to 250°C before cold rolling, the transformation of austenite into martensite is significantly reduced or avoided by increasing the stacking fault energy in the first rolling pass, so that the strip hardens less during the cold rolling process and more deformation twins (TWIP effect) are formed in the austenite. This results in both lower rolling forces and a significantly improved formability of the strip during the rolling process.
  • the strip can optionally be cooled between the individual rolling passes, for example using compressed air or other liquid or gaseous media.
  • the steel strip has a considerable residual formability after rolling, since the deformation twins formed in the austenite and any residual austenite that may be present can be completely or partially converted into martensite at room temperature due to the TRIP effect, which is associated with an increase in the maximum elongation and thus an improvement in the formability for component production from the flat product even without additional annealing following the cold rolling process.
  • deformation twins results in improved behavior during subsequent forming processes against hydrogen-induced delayed cracking and hydrogen embrittlement compared to cold rolling without prior heating with an optional annealing process.
  • the steel used for the process according to the invention has a multiphase structure consisting of ferrite and/or martensite and/or bainite and/or pearlite as well as residual austenite/austenite.
  • the proportion of residual austenite/austenite can be 5% to 80 %.
  • the residual austenite/austenite can be partially or completely converted into martensite due to the TRIP effect.
  • the alloy on which the invention is based exhibits a TRIP and/or TWIP effect when subjected to appropriate mechanical stress. Due to the strong hardening (analogous to work hardening) at room temperature induced by the TRIP and/or TWIP effect and by the increase in the dislocation density, the steel achieves very high values of elongation at break, in particular uniform elongation, and tensile strength. This property is advantageously only achieved at manganese contents of over 3% by weight due to the residual austenite present.
  • the steel according to the invention is particularly suitable for producing high-strength steel strip, which can be provided with a metallic or non-metallic coating, for example based on zinc. Applications in vehicle construction, shipbuilding, plant construction, infrastructure construction, aerospace and household appliance technology are conceivable, among others. Due to a high austenite content, the steel produced according to the invention is suitable for low-temperature stresses.
  • the steel has a tensile strength Rm of > 800 to 2000 MPa and an elongation at break A80 of 3 to 40%, preferably > 8 to 40%.
  • Alloying elements are usually added to steel to specifically influence certain properties.
  • An alloying element can influence different properties in different steels. The effect and interaction generally depends heavily on the amount, the presence of other alloying elements and the state of solution in the material. The relationships are varied and complex. The effect of the alloying elements in the alloy according to the invention will be discussed in more detail below.
  • the positive effects of the alloying elements used according to the invention are described below: Carbon C: Is required for the formation of carbides, stabilizes the austenite and increases strength. Higher C contents impair the welding properties and lead to a deterioration in the elongation and toughness properties, which is why a maximum content of 0.9% by weight is specified. The minimum content is set at 0.0005% by weight. A content of 0.05 to 0.42% by weight is preferred, since the ratio of residual austenite to other phase components can be adjusted particularly advantageously in this range.
  • Manganese Mn Stabilizes the austenite, increases the strength and toughness and enables deformation-induced martensite and/or twinning in the alloy according to the invention. Contents ⁇ 3% by weight are not sufficient to stabilize the austenite and thus impair the elongation properties, while contents of more than 12% by weight stabilize the austenite too much and thus reduce the strength properties, in particular the yield strength. For the manganese steel according to the invention with medium manganese contents, a range of more than 5 to ⁇ 10% by weight is preferred, since in this range the ratio of the phase proportions to one another and the transformation mechanisms during rolling to final thickness can be advantageously influenced.
  • Aluminium Al Improves the strength and elongation properties, lowers the specific density and influences the transformation behavior of the alloy according to the invention. Contents of more than 10% by weight Al impair the elongation properties and cause predominantly brittle fracture behavior. For the manganese steel according to the invention with medium manganese contents, an Al content of 0.1 to 5% by weight is preferred in order to increase the strength while at the same time maintaining good elongation. In particular, contents of > 0.5 to 3% by weight enable particularly high strength and elongation at break.
  • Silicon Si Prevents carbon diffusion, reduces the specific density and increases the strength and the elongation and toughness properties. Contents of more than 6% by weight prevent further processing by cold rolling due to embrittlement of the material. Therefore, a maximum content of 6% by weight is specified. Optionally, a content of 0.05 to 3% by weight is specified, as contents in this range have a positive effect on the forming properties. Si contents of > 0.1 to 1.5% by weight have proven to be particularly advantageous for the forming and transformation properties.
  • Chromium Cr Improves strength and reduces the corrosion rate, delays the formation of ferrite and pearlite and forms carbides.
  • the maximum content is set at 6% by weight, as higher contents result in a deterioration in the elongation properties and significantly higher costs.
  • a Cr content of 0.1 to 4 % by weight is preferred to reduce the precipitation of coarse Cr carbides.
  • contents of > 0.5 to 2.5 wt. % have proven to be beneficial for stabilizing the austenite and the precipitation of fine Cr carbides.
  • the total content of Al + Si + Cr should be more than 1.2 wt. %.
  • Molybdenum Mo Acts as a carbide former, increases strength and increases resistance to delayed cracking and hydrogen embrittlement. Mo contents of more than 3% by weight impair the elongation properties, which is why a maximum content of 3% by weight is specified.
  • a Mo content of 0.005 to 1.5% by weight is preferred in order to avoid the precipitation of excessively large Mo carbides. In particular, contents of 0.01 to 0.6% by weight cause the precipitation of desired Mo carbides while at the same time reducing alloy costs.
  • Phosphorus P Is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness through solid solution strengthening and improves hardenability. However, attempts are generally made to reduce the phosphorus content as much as possible because, among other things, its low diffusion rate makes it highly susceptible to segregation and greatly reduces toughness. The accumulation of phosphorus at the grain boundaries can cause cracks to appear along the grain boundaries during hot rolling. In addition, phosphorus increases the transition temperature from tough to brittle behavior by up to 300°C. For the reasons stated above, the phosphorus content is limited to a maximum of 0.1% by weight, with contents of ⁇ 0.04% by weight being advantageous for the reasons stated above.
  • Sulfur S Like phosphorus, it is bound as a trace element in iron ore. It is generally undesirable in steel because it tends to segregate strongly and has a strong embrittling effect, which impairs the elongation and toughness properties. Attempts are therefore made to achieve the lowest possible amounts of sulfur in the melt (e.g. by means of deep vacuum treatment). For the reasons mentioned above, the sulfur content is limited to a maximum of 0.1% by weight. The limitation to ⁇ 0.2% by weight is particularly advantageous in order to To reduce the excretion of MnS.
  • Nitrogen N Is also an accompanying element from steel production. In its dissolved state, it improves the strength and toughness properties of steels with a high manganese content and greater than or equal to 4% by weight Mn. Low-Mn alloyed steels with ⁇ 4% by weight Mn, which contain free nitrogen, tend to have a strong aging effect. The nitrogen diffuses to dislocations even at low temperatures and blocks them. It thus causes an increase in strength combined with a rapid loss of toughness.
  • the nitrogen can be bound in the form of nitrides, for example, by alloying with aluminum, vanadium, niobium or titanium. For the reasons mentioned above, the nitrogen content is limited to a maximum of 0.1% by weight, with contents of ⁇ 0.05% by weight being preferred to largely avoid the formation of AIN.
  • Microalloying elements are usually only added in very small quantities ( ⁇ 0.1% by weight per element). In contrast to alloying elements, they mainly act by forming precipitations, but can also influence properties in a dissolved state. Despite the small quantities added, microalloying elements have a strong influence on the manufacturing conditions as well as the processing and final properties.
  • Typical microalloying elements are vanadium, niobium and titanium. These elements can be dissolved in the iron lattice and form carbides, nitrides and carbonitrides with carbon and nitrogen.
  • Vanadium V and niobium Nb These have a grain-refining effect, particularly through the formation of carbides, which simultaneously improves strength, toughness and elongation properties. Contents of more than 1.5% by weight do not bring any further advantages.
  • a minimum content of greater than or equal to 0.005% by weight and a maximum content of 0.6 (V) or 0.4 (Nb)% by weight is optionally preferred, in which the alloying elements advantageously bring about grain refinement.
  • the V content can be further limited to 0.01% by weight to 0.3% by weight and the Nb content to 0.01 to 0.1% by weight.
  • Tantalum Ta acts as a carbide former in a similar way to niobium and refines grain, thereby simultaneously improving strength, toughness and elongation properties. Contents of more than 0.5% by weight do not result in any further improvement in properties. Therefore, a maximum content of 0.5% by weight is optionally specified. A minimum content of 0.005% by weight and a maximum content of 0.3% by weight are preferred, in which grain refinement can be advantageously achieved. To improve cost-effectiveness and optimize grain refinement, a content of 0.01% by weight to 0.1% by weight is particularly preferred.
  • Titanium Ti acts as a carbide former to refine the grain, thereby simultaneously improving strength, toughness and elongation properties and reducing intergranular corrosion. Ti contents of more than 1.5% by weight impair the elongation properties, which is why a maximum Ti content of 1.5% by weight is specified. Optionally, a minimum content of 0.005 and a maximum content of 0.6% by weight is specified, in which Ti is advantageously precipitated. A minimum content of 0.01% by weight and a maximum content of 0.3% by weight is preferred, which ensures optimal precipitation behavior at low alloy costs.
  • Tin Sn Tin increases strength, but like copper, it accumulates under the scale layer and at the grain boundaries at higher temperatures. By penetrating the grain boundaries, it leads to the formation of low-melting phases and, as a result, to cracks in the structure and brittle solder, which is why a maximum content of ⁇ 0.5% by weight is optionally provided. For the reasons stated above, contents of ⁇ 0.2% by weight are preferred. Contents of ⁇ 0.05% by weight are particularly advantageous for avoiding low-melting phases and cracks in the structure.
  • Copper Cu Reduces the corrosion rate and increases strength. Contents of more than 3% by weight impair manufacturability by forming low-melting phases during casting and hot rolling, which is why a maximum content of 3% by weight is specified. Optionally, a maximum content of ⁇ 0.5% by weight is provided, at which the occurrence of cracks during casting and hot rolling can be advantageously prevented. Cu contents of ⁇ 0.1% by weight have proven to be particularly advantageous for avoiding low-melting phases and for preventing cracks.
  • Tungsten W Acts as a carbide former and increases strength and heat resistance. W contents of more than 5% by weight impair the elongation properties, which is why a maximum content of 5% by weight is specified.
  • a maximum content of 3% by weight and a minimum content of 0.01% by weight are specified, in which the precipitation of carbides advantageously takes place.
  • a minimum content of 0.2% by weight and a maximum content of 1.5% by weight are preferred, which enables optimal precipitation behavior at low alloy costs.
  • Cobalt Co Increases the strength of the steel, stabilizes the austenite and improves the high-temperature strength. Contents of more than 8% by weight impair the elongation properties, which is why a maximum content of 8% by weight is specified. Optionally, a maximum content of ⁇ 5% by weight and a minimum content of 0.01% by weight are specified, which advantageously improve the strength and high-temperature strength. A minimum content of 0.3% by weight and a maximum content of 2% by weight are preferred, which, in addition to the strength properties, has a beneficial effect on the austenite stability.
  • Zirconium Zr Acts as a carbide former and improves strength. Zr contents of more than 0.5% by weight impair the elongation properties, which is why a maximum content of 0.5% by weight is specified. Optionally, a maximum content of 0.3% by weight and a minimum content of 0.005% by weight are specified, since carbides are advantageously precipitated in this range. A minimum content of 0.01% by weight and a maximum content of 0.2% by weight are preferred, which advantageously enable optimal carbide precipitation at low alloy costs.
  • Boron B Delays the austenite transformation, improves the hot forming properties of steels and increases the strength at room temperature. It is effective even at very low alloy contents. Contents above 0.15% by weight significantly impair the elongation and toughness properties, which is why the Maximum content is set at 0.15% by weight.
  • a minimum content of 0.001% by weight and a maximum content of 0.08% by weight are set, in which the strength-increasing effect of boron is used to advantage.
  • a minimum content of 0.002% by weight and a maximum content of 0.01% by weight are preferred, which enable optimal use to increase strength while simultaneously improving the transformation behavior.
  • Tellurium Te Improves corrosion resistance and mechanical properties as well as machinability. Furthermore, Te increases the strength of MnS, which is therefore less elongated in the rolling direction during hot and cold rolling. Contents above 0.5% by weight impair the elongation and toughness properties, which is why a maximum content of 0.5% by weight is specified. Optionally, a minimum content of 0.005% by weight and a maximum content of 0.3% by weight are specified, which advantageously improve the mechanical properties and increase the strength of existing MnS. Furthermore, a minimum content of 0.01% by weight and a maximum content of 0.1% by weight are preferred, which enable optimization of the mechanical properties while reducing alloy costs.
  • Calcium Ca Is used to modify non-metallic oxidic inclusions, which could otherwise lead to undesirable failure of the alloy due to inclusions in the structure, which act as stress concentration points and weaken the metal bond. Furthermore, Ca improves the homogeneity of the alloy according to the invention. In order to develop a corresponding effect, a minimum content of 0.0005% by weight is optionally necessary. Contents of more than 0.1% by weight do not provide any further advantage in the inclusion modification, impair manufacturability and should be avoided due to the high vapor pressure of Ca in steel melts. A maximum content of 0.1% by weight is therefore provided.
  • Typical thickness ranges for preliminary strip are 1 mm to 35 mm and for slabs and thin slabs 35 mm to 450 mm.
  • the slab or thin slab is hot rolled to a hot strip with a thickness of 20 mm to 1.5 mm or the preliminary strip cast close to the final dimension is hot rolled to a hot strip with a thickness of 8 mm to 1 mm.
  • the cold-rolled steel strip produced according to the invention has a thickness of, for example, > 0.15 mm to 10 mm.
  • reheating temperatures in the range of 720°C to 1200°C are provided. If only a few rolling passes are required, the reheating temperature can be selected at the lower end of the range.
  • the hot strip can optionally be subjected to heat treatment in the temperature range between 580°C and 820°C for 1 minute to 48 hours, with higher temperatures being assigned to shorter treatment times and vice versa.
  • Annealing can be carried out both in a bell annealing furnace (longer annealing times) and, for example, in a continuous annealing furnace (shorter annealing times).
  • the optional annealing serves to reduce the strength and/or increase the residual austenite content of the hot strip before the cold rolling process, which Forming properties can be advantageously improved for the subsequent process.
  • cold rolling of the hot strip takes place at an increased temperature according to the invention with the aim of achieving the thickness of the steel strip required for the end application of ⁇ 0.15 mm to 10 mm.
  • This can optionally be followed by a further annealing process, possibly coupled with a coating process and finally a skin-pass process, with which the surface structure required for the end application is achieved.
  • the steel strip is hot-dip or electrolytically galvanized or coated with a metallic, inorganic or organic coating.
  • a steel strip produced by the process according to the invention has a tensile strength Rm > 800 to 2000 MPa and an elongation at break A80 of 3 to 40%, preferably > 8 to 40%. High strengths tend to be associated with lower elongations at break and vice versa.
  • the cold-rolled steel strip produced according to the invention can then be processed into a component, for example as a sheet section, coil or panel, by cold forming at room temperature or by warm forming at temperatures of 60°C to below AC3, preferably ⁇ 450°C, whereby the considerable residual formability means that intermediate annealing can be dispensed with depending on the application.
  • the cold-rolled steel strip produced according to the invention can be processed into longitudinally or spirally welded pipes, whereby here too, due to the considerable residual formability of the steel strip, intermediate annealing can be dispensed with depending on the application.
  • the pipe can have an external and/or internal metallic, organic or inorganic coating.
  • the tube produced in this way can then be further deformed, for example drawn or expanded or formed using internal high pressure and further processed into a component.
  • Safety steels are used to protect vehicles and buildings against bullets and explosions, and are extremely hard and tough.
  • Alloys 1 to 4 contain the following elements in the listed contents in wt.%: alloy C Mn Al Si Cr Mon 1 0.2 7.0 2.0 0.5 1.0 - 2 0.2 7.0 0.9 0.5 - - 3 0.27 7.4 2.2 0.5 1.2 - 4 0.21 7.2 2.5 0.5 1.2 0.16
  • alloy Rolling force [kN] cumulative - cold rolling Rolling force [kN] cumulative - at 250 °C Degree of deformation (e ⁇ d/d0) [%] Rolling force reduction [%] 1 103000 59000 44 approx. 43 2 144000 55000 44 approx. 62 3 161000 63000 44 approx. 60 4 107000 56000 44 approx. 43
  • Cumulative rolling force is the addition of the rolling forces of the individual passes in order to obtain a comparable measure of the force required.
  • the rolling force was standardized to a strip width of 1000 mm.
  • the degree of deformation e is defined as the quotient of the change in thickness ⁇ d of the steel strip under investigation by the Initial thickness d0 of the steel strip under investigation.
  • the rolling force reduction is the calculated reduction in the rolling force at 250 °C compared with the rolling force during cold rolling.
  • the elongation at break A50 was also evaluated: alloy Elongation at break A50 [%] cold rolled Elongation at break A50 [%] rolled at 250 °C 1 2.0 15.5 2 2.5 20.5 3 3.5 19.0 4 3.0 18.5
  • the elongation values represent the elongation in the rolling direction.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten, manganhaltigen Stahl. Unter Stahlband werden nachfolgend insbesondere Stahlbänder aber auch Stahlbleche verstanden. Typische Zugfestigkeiten Rm liegen bei diesen Stählen bei etwa 800 MPa bis 2000 MPa. Die Bruchdehnungen A80 weisen Werte von etwa 3 % bis 40 % auf.
  • Aus der europäischen Patentanmeldung EP 2 383 353 A2 ist ein höherfester manganhaltiger Stahl, ein Stahlband aus diesem Stahl und ein Verfahren zur Herstellung dieses Stahlbandes bekannt. Der Stahl besteht aus den Elementen (Gehalte in Gewichts-% und bezogen auf die Stahlschmelze): C: bis 0,5; Mn: 4 bis 12,0; Si: bis zu 1,0; AI: bis zu 3,0; Cr: 0,1 bis 4,0; Cu: bis zu 4,0; Ni: bis zu 2,0; N: bis zu 0,05; P: bis zu 0,05; S: bis zu 0,01 sowie Rest Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen. Optional sind ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Nb, Ti" vorgesehen, wobei die Summe der Gehalte dieser Elemente höchstens gleich 0,5 ist. Der Stahl soll sich dadurch auszeichnen, dass dieser kostengünstiger herzustellen ist als hochmanganhaltige Stähle und gleichzeitig hohe Bruchdehnungswerte und damit verbunden eine deutlich verbesserte Umformbarkeit besitzt.
  • Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus dem vorbeschriebenen höherfesten manganhaltigen Stahl, umfasst die folgenden Arbeitsschritte:
    • Erschmelzen der vorbeschriebenen Stahlschmelze,
    • Erzeugen eines Ausgangsprodukts für ein anschließendes Warmwalzen, indem die Stahlschmelze zu einem Strang, von dem mindestens eine Bramme oder Dünnbramme als Ausgangsprodukt für das Warmwalzen abgeteilt wird oder zu einem gegossenen Band vergossen wird, das als Ausgangsprodukt dem Warmwalzen zugeführt wird,
    • Wärmebehandeln des Ausgangsprodukts, um das Ausgangsprodukt auf eine Warmwalzstarttemperatur von 1150 bis 1000°C zu bringen,
    • Warmwalzen des Ausgangsprodukts zu einem Warmband mit einer Dicke von höchstens 2,5 mm, wobei das Warmwalzen bei einer 1050 bis 800°C betragenden Warmwalzendtemperatur beendet wird,
    • Haspeln des Warmbandes zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur von ≤ 700°C, optionales Glühen des Warmbandes und anschließendes Kaltwalzen auf eine Dicke von höchstens 60 % der Dicke des Warmbandes.
  • Dieser Stahl kann je nach Legierungslage einen metastabilen Austenit aufweisen mit der Fähigkeit zur spannungsinduzierten Martensitbildung (TRIP-Effekt).
  • Auch wird in der internationalen Patentanmeldung WO 2005/061152 A1 ein Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus einem umformbaren, gut kalt tiefziehbaren Leichtbaustahl mit einem Mn-Gehalt von 9 bis 30 Gew.-%. beschrieben. Das Warmband weist neben einer hohen Zugfestigkeit TRIP-Eigenschaften auf. Aus der deutschen Offenlegungsschrift DE 197 27 759 A1 ist ein gut tiefziehfähiger, ultrahochfester austenitischer Leichtbaustahl mit einer Zugfestigkeit bis 1100 MPa bekannt, der ebenfalls TRIP- und TWIP-Eigenschaften aufweist. Die deutsche Offenlegungsschrift DE 10 2012 111 959 A1 beschreibt einen hochmanganhaltigen Stahlwerkstoff mit TRIP- und TWIP-Eigenschaften, welcher durch Kaltumformung unterhalb der Raumtemperatur, vorzugsweise im Bereich vom +25°C bis -200°C, eine Steigerung der Härte und Umformbarkeit erfährt. In der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2009 030 324 A1 wird ein Hochmanganstahl mit geringer Neigung zur Wasserstoffversprödung sowie mit hohen Zugfestigkeiten bei gleichzeitig hohen Werten der Bruchdehnung beschrieben. Die Patentanmeldung US 2012/0059196 A1 offenbart ein Verfahren zur Herstellung von Warmband mit einer horizontalen Bandgießanlage. Das Warmband besteht aus den Hauptbestandteilen Fe, Mn, Si und Al, weist TRIP- und/oder TWIP-Eigenschaften auf und ist geeignet zum Tiefziehen. Auch das Patent US 6 358 338 B1 betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus hochmanganhaltigem Stahl. Zur Erhöhung der Zugfestigkeit und Dehnbarkeit wird das Stahlband nach einem Kaltwalzen einer Rekristallisationsglühung unterworfen. In der Patentanmeldung US 2009/0074605 A1 wird ein hochmanganhaltiges Stahlband mit exzellentem Crash-Verhalten und mit hohen Zugfestigkeits- und Dehnungswerten erzeugt, indem das Stahlband nach dem Warmwalzen kaltgewalzt und anschließend bei 600°C geglüht wird.
  • Ferner sind in der deutschen Offenlegungsschrift DE 10 2012 013 113 A1 TRIP-Stähle beschrieben, die ein überwiegend ferritisches Grundgefüge mit eingelagertem Restaustenit aufweisen. Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der TRIP-Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit.
  • Nachteilig bei diesen manganhaltigen Stählen mit TRIP-Effekt ist, dass bei der Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes der erreichbare Umformgrad wegen der starken Kaltverfestigung des Werkstoffs beim Kaltwalzen und der damit verbundenen hohen Belastung der Walzgerüste begrenzt ist. Um hohe Kaltumformgrade zu erreichen, sind daher oftmals mehrere Kaltwalzschritte mit entsprechend geringen Umformgraden erforderlich, wobei vor einem erneuten Kaltwalzschritt jeweils eine Rekristallisationsglühung vorgenommen werden muss, um den Werkstoff wieder zu entfestigen und damit kaltwalzbar zu machen. Diese Verfahrensweise mit mehreren Kaltwalzschritten mit zwischengeschalteten rekristallisierenden Glühungen ist sehr zeit- und kostenaufwändig und mit zusätzlichen CO2-Emissionen verbunden.
  • Die WO 2014/180456 A1 betrifft Bleche oder Rohre aus einem manganhaltigen Leichtbaustahl mit im Ausgangszustand metastabilen austenitischen Gefüge mit temperaturabhängig eingestellten TRIP-/TWIP-Eigenschaften. Demnach führt eine Umformung der entsprechenden Bleche oder Rohre in einem Temperaturbereich von 40 bis 160 °C zu einer Vermeidung der TRIP-/TWIP-Effekte und in einem Temperaturbereich von -65 bis 0 °C zu einer Verstärkung der TRIP-/TWIP-Effekte.
  • Aus der CN 102 912 219 A ist ein hochfester Mangan-Stahl mit TRIP-Eigenschaften und einem Gefüge mit einem Martensitanteil von 30 bis 90 % und einem Austenitanteil von 5 bis 30 % bekannt. Eine Weiterverarbeitung findet durch Warmwalzen bei Temperaturen von mindestes 850 bis 1100 °C statt.
  • Die DE 10 2004 061284 A1 zeigt Wärmbänder aus einem umformbaren, insbesondere gut kalt tiefziehfähigen, Leichtbaustahl, bestehend aus den Hauptelementen Si, Al und Mn, der eine hohe Zugfestigkeit und TRIP- und/oder TWIP-Eigenschaften aufweist.
  • In der WO 2013/124283 A1 sind hochfeste Gussrohteile beschrieben, die aus austenitischen Stahlguss mit in Masse-% folgenden Gehalten in Masse-% hergestellt sind: C: 0,4 bis 1,2; Mn: 12 bis 25; P: 0,01 bis 1,5; Si: <= 3; AI: <= 3 und Rest Fe sowie erschmelzungsbedingte Stahlbegleitelemente. Eine Endfertigung der Gussrohteile erfolgt durch eine Kaltumformung bei mehr als 10 % im Temperaturbereich unterhalb von 200 °C.
  • Ferner ist aus der WO 2015/195062 A1 ein Verfahren zur Herstellung eines Kaltbandes aus einem ultrahochfesten Stahl mit folgender chemischer Zusammensetzung in Masse-% bekannt: C: 0,01 bis 0,8; Mn: 10 bis 22; B: 0,001 bis 0,02; Wo: 0,001 bis 0,4; Co: 0,001 bis 0,4; Ta: 0,001 bis 0,3 und Rest Fe. Ein hieraus erzeugtes Warmband wird bei Raumtemperatur kaltgewalzt und anschließend geglüht.
  • Die nachveröffentlichte DE 10 2015 112 886 A1 betrifft einen hochfesten aluminiumhaltigen Manganstahl mit folgender chemischer Zusammensetzung (in Gewichts-%): C: 0,01 bis < 0,3; ; Mn: 4 bis < 10; AI: > 1 bis 4; Si: 0,01 bis 1; Cr: 0,1 bis 4; Mo; 0,02 bis 1; P: < 0,1; S: < 0,1; N: < 0,3; Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%): V: 0,01 bis 1; Nb: 0,01 bis 1; Ti: 0,01 bis 1; Sn: 0 bis 0,5; Cu: 0,005 bis 3; W: 0,03 bis 3; Co: 0,05 bis 3; Zr: 0,03 bis 0,5 und Ca: 0,0005 bis 0,1, der eine gute Kombination von Festigkeits-, Dehnungs- und Umformeigenschaften aufweist. Im Zuge einer Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl erfolgt unter anderem ein Warmwalzen bei Temperaturen im Bereich von 800 bis 1200 °C und ein Kaltwalzen.
  • Hiervon ausgehend liegt der vorliegenden Erfindung die Aufgabe zu Grunde, ein Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl mit TRIP-Eigenschaften anzugeben, mit dem das Kaltwalzen auf eine geforderte Enddicke wirtschaftlicher und ökologischer gestaltet werden kann. Zudem soll eine Erzeugungsroute von der Erschmelzung des Stahls bis zum auf die geforderte Enddicke kaltgewalzten Stahlband angegeben werden.
  • Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den jeweiligen Unteransprüchen angegeben.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl mit TRIP-Eigenschaften enthaltend (in Gewichts-%):
    • C: 0,05 bis 0,42
    • Mn: mehr als 5,0 bis <10
    • sowie eines oder mehrere der folgenden Elemente (in Gewichts-%)
    • Al: 0,1 bis 5, insbesondere > 0,5 bis 3
    • Si: 0,05 bis 3, insbesondere > 0,1 bis 1,5
    • Cr: 0,1 bis 4, insbesondere > 0,5 bis 2,5
  • Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (Gehalte in Gewichts-% und bezogen auf die Stahlschmelze):
    • Nb: bis 1,5
    • V: bis 1,5
    • Ti: bis 1,5
    • Mo: bis 3
    • Cu: bis 3
    • Sn: bis 0,5
    • W: bis 5
    • Co: bis 8
    • Zr: bis 0,5
    • Ta: bis 0,5
    • Te: bis 0,5
    • B: bis 0,15
    • P: max. 0,1, insbesondere < 0,04
    • S: max. 0,1, insbesondere < 0,02
    • N: max. 0,1, insbesondere < 0,05
    • Ca: bis 0,1
    • ist dadurch gekennzeichnet, dass unter Vermeidung des Kaltwalzens bei Raumtemperatur das Walzen auf eine geforderte Enddicke bei einer Temperatur von 70°C bis 250°C erfolgt.
  • Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung werden hochfeste Stähle als Stähle mit einer Zugfestigkeit von 800 MPa bis 2000 MPa verstanden.
  • Ursächlich für die starke Kaltverfestigung dieser hochfesten manganhaltigen Stähle mit einem TRIP-Effekt, ist der im Gefüge neben Martensit und/oder Ferrit und/oder Bainit und/oder Perlit enthaltene Anteil an Restaustenit. Dieser Restaustenit kann sich bei entsprechenden Umgebungstemperaturen in Martensit umwandeln (TRIP-Effekt, sowohl ε als auch α'-Martensit), wobei bei Raumtemperatur bis etwa 50°C immer ein wesentlicher Anteil an Martensitbildung durch den TRIP-Effekt stattfindet. Dies führt zu einer Verfestigung des Werkstoffs und damit verbunden zur starken Erhöhung der Walzkräfte beim Kaltwalzen bereits während des ersten Stichs und geht mit einer Verringerung des maximalen Umformgrads einher. Das kaltgewalzte Band weist anschließend eine hohe Festigkeit und ein geringes Restumformvermögen auf. Zusätzlich können durch das Einwirken mechanischer Spannungen Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) entstehen.
  • Erfindungsgemäß wird nun durch die Anhebung der Umformtemperatur vor dem ersten Stich auf 70°C bis 250°C der TRIP-Umwandlungsmechanismus von Austenit in Martensit ganz oder teilweise unterdrückt, so dass wesentlich höhere Umformgrade beim Walzen in nur einem Walzstich möglich sind.
  • Der Begriff "Kaltwalzen" wird üblicher Weise häufig auf ein Kaltwalzen bei Raumtemperatur bezogen. Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wird der Begriff "Kaltwalzen" auch für ein Kaltwalzen bei erhöhter Temperatur verwendet. Diese erhöhte Temperatur liegt im Unterschied zum Warmwalzen beim Kaltwalzen gemäß der Erfindung deutlich unter der mit einer Gefügeumwandlung verbundenen AC1-Umwandlungstemperatur. Auch findet das erfindungsgemäße Kaltwalzen bevorzugt unterhalb einer homologen Temperatur statt, bei gerade der noch keine Kriechvorgänge im Stahlblech auftreten.
  • In der im Anhang dargestellten einzigen Figur 1, ist der Einfluss der Umformtemperatur beim Walzen auf das Verfestigungsverhalten des Werkstoffs anhand der Kennwerte von Zugversuchen dargestellt. Im Vergleich zur Umformung bei Raumtemperatur von 20°C werden bei Umformtemperaturen von 100°C oder 200°C deutlich größere Dehnungswerte bei einem deutlich geringeren Anstieg der Zugfestigkeit erreicht.
  • Vorzugsweise ist vorgesehen, dass ein Warmband beziehungsweise ein Vorband auf eine Temperatur von 70°C bis 250°C erwärmt oder ein Warmband beziehungsweise ein Vorband eine Temperatur von 70°C bis 250°C bereits aufweist und anschließend auf die geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von 70°C bis 250°C kaltgewalzt wird. Unter eine Temperatur aufweisend wird verstanden, dass die Temperatur bereits aus einem vorherigen Prozessschritt stammt oder auf dieser Temperatur gehalten wird. Der vorherige Prozessschritt kann ein Wiedererwärmen, ein kontinuierliches oder diskontinuierliches Verarbeiten unter Ausnutzung der vorhandenen Wärme im Warmband beziehungsweise Vorband, insbesondere ein Warmwalzprozess, oder ein Halten der Temperatur in einem Ofen bedeuten.
  • Durch eine Erwärmung des Warmbandes vor dem Kaltwalzen auf die Temperatur von 70°C bis 250°C, wird die Umwandlung von Austenit in Martensit durch Erhöhung der Stapelfehlerenergie bereits im ersten Walzstich wesentlich verringert oder vermieden, so dass das Band während des Kaltwalzprozesses weniger stark verfestigt und mehr Verformungszwillinge (TWIP-Effekt) im Austenit gebildet werden. Daraus resultieren sowohl geringere Walzkräfte als auch ein wesentlich verbessertes Umformvermögen des Bandes während des Walzprozesses. Um die zusätzliche Erwärmung des Bandes auf Grund der Umformarbeit während der Kaltumformung zu kompensieren und die Bandtemperatur im für den TWIP-Effekt optimalen Bereich zu halten, kann optional zwischen den einzelnen Walzstichen eine Kühlung des Bandes, beispielsweise durch Druckluft oder andere flüssige oder gasförmige Medien, erfolgen.
  • Das Stahlband weist des Weiteren nach dem Walzen ein beträchtliches Restumformvermögen auf, da die gebildeten Verformungszwillinge im Austenit sowie eventuell vorhandener Restaustenit durch den TRIP-Effekt bei Raumtemperatur ganz oder teilweise in Martensit umwandeln können, was mit einer Steigerung der maximalen Dehnung und somit einer Verbesserung des Umformvermögens für die Bauteilfertigung aus dem Flachprodukt auch ohne eine zusätzliche, dem Kaltwalzprozess angeschlossene Glühung verbunden ist.
  • Zusätzlich bewirkt die Bildung von Verformungszwillingen ein verbessertes Verhalten bei nachfolgenden Umformungen gegenüber wasserstoffinduzierter verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung im Vergleich zum Kaltwalzen ohne vorherige Erwärmung mit optional angeschlossenem Glühprozess.
  • Der für das erfindungsgemäße Verfahren eingesetzte Stahl weist ein mehrphasiges Gefüge, bestehend aus Ferrit und/oder Martensit und/oder Bainit und/oder Perlit sowie Restaustenit/Austenit auf. Der Anteil an Restaustenit/Austenit kann 5 % bis 80 % betragen. Der Restaustenit/Austenit kann bei Anliegen mechanischer Spannungen durch den TRIP-Effekt teilweise oder vollständig in Martensit umwandeln.
  • Die der Erfindung zugrunde liegende Legierung weist bei entsprechender mechanischer Beanspruchung einen TRIP- und/oder TWIP-Effekt auf. Wegen der durch den TRIP- und/oder TWIP-Effekt und durch die Erhöhung der Versetzungsdichte induzierten starken Verfestigung (analog einer Kaltverfestigung) bei Raumtemperatur, erreicht der Stahl sehr hohe Werte an Bruchdehnung, insbesondere an Gleichmaßdehnung, und Zugfestigkeit. Vorteilhaft wird diese Eigenschaft durch den vorhandenen Restaustenit erst bei Mangangehalten von über 3 Gewichts-% erreicht.
  • Die Verwendung des Begriffs "bis" in den Definitionen der Gehaltsbereiche, wie beispielsweise 0,01 Gewichts-% bis 1 Gewichts-%, bedeutet, dass die Eckwerte, im Beispiel 0,01 und 1, mit eingeschlossen sind.
  • Der erfindungsgemäße Stahl eignet sich insbesondere zur Erzeugung von hochfestem Stahlband, welches mit einem metallischen oder nichtmetallischen Überzug, zum Beispiel auf Basis von Zink, versehen werden kann. Eine Anwendung unter anderem im Fahrzeugbau, Schiffsbau, Anlagenbau, Infrastrukturbau, in der Luft- und Raumfahrt und der Hausgerätetechnik ist denkbar. Aufgrund eines hohen Austenitanteils eignet sich der erfindungsgemäß hergestellte Stahl für Tieftemperaturbeanspruchungen.
  • In vorteilhafter Weise weist der Stahl eine Zugfestigkeit Rm von > 800 bis 2000 MPa auf und eine Bruchdehnung A80 von 3 bis 40 %, vorzugsweise von > 8 bis 40 %.
  • Besonders gleichmäßige und homogene Werkstoffeigenschaften können erfindungsgemäß erreicht werden, wenn der Stahl folgende
    Legierungszusammensetzung in Gewichts-% aufweist:
    • C: 0,05 bis 0,42
    • Mn: > 5 bis < 10
    • sowie eines oder mehrere der folgenden Elemente (in Gewichts-%)
    • Al: 0,1 bis 5, insbesondere > 0,5 bis 3
    • Si: 0,05 bis 3, insbesondere > 0,1 bis 1,5
    • Cr: 0,1 bis 4, insbesondere > 0,5 bis 2,5
  • Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%):
    • Nb: 0,005 bis 0,4, insbesondere 0,01 bis 0,1
    • B: 0,001 bis 0,08, insbesondere 0,002 bis 0,01
    • Ti: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3
    • Mo: 0,005 bis 1,5, insbesondere 0,01 bis 0,6
    • Sn: < 0,2, insbesondere < 0,05
    • Cu: < 0,5, insbesondere < 0,1
    • W: 0,01 bis 3, insbesondere 0,2 bis 1,5
    • Co: 0,01 bis 5, insbesondere 0,3 bis 2
    • Zr: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,2
    • Ta: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1
    • Te: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1
    • V: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3
    • Ca: 0,005 bis 0,1
  • Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung und Wechselwirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge, der Anwesenheit weiterer Legierungselemente und dem Lösungszustand im Werkstoff ab. Die Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher eingegangen werden. Nachfolgend werden die positiven Effekte der erfindungsgemäß verwendeten Legierungselemente beschrieben:
    Kohlenstoff C: Wird benötigt zur Bildung von Karbiden, stabilisiert den Austenit und erhöht die Festigkeit. Höhere Gehalte an C verschlechtern die Schweißeigenschaften und führen zur Verschlechterung der Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein maximaler Gehalt von 0,9 Gewichts-% festgelegt wird. Der Mindestgehalt wird mit 0,0005 Gewichts-% festgelegt. Bevorzugt wird ein Gehalt von 0,05 bis 0,42 Gewichts-%, da in diesem Bereich das Verhältnis von Restaustenit zu anderen Phasenanteilen besonders vorteilhaft eingestellt werden kann.
  • Mangan Mn: Stabilisiert den Austenit, erhöht die Festigkeit und die Zähigkeit und ermöglicht eine verformungsinduzierte Martensit- und/oder Zwillingsbildung in der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte ≤ 3 Gewichts-% sind nicht ausreichend zur Stabilisierung des Austenits und verschlechtern somit die Dehnungseigenschaften, während bei Gehalten von über 12 Gewichts-% der Austenit zu stark stabilisiert wird und dadurch die Festigkeitseigenschaften, insbesondere die Streckgrenze, verringert werden. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Bereich von über 5 bis < 10 Gewichts-% bevorzugt, da in diesem Bereich das Verhältnis der Phasenanteile zueinander und die Umwandlungsmechanismen während des Walzens auf Enddicke vorteilhaft beeinflusst werden können.
  • Aluminium Al: Verbessert die Festigkeits- und Dehnungseigenschaften, senkt die spezifische Dichte und beeinflusst das Umwandlungsverhalten der erfindungsgemäßen Legierung. Gehalte von mehr als 10 Gewichts-% Al verschlechtern die Dehnungseigenschaften und bewirken ein überwiegend sprödes Bruchverhalten. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Al-Gehalt von 0,1 bis 5 Gewichts-% bevorzugt, um die Festigkeit bei gleichzeitig guter Dehnung zu erhöhen. Insbesondere Gehalte von > 0,5 bis 3 Gewichts-% ermöglichen eine besonders hohe Festigkeit und Bruchdehnung.
  • Silizium Si: Behindert die Kohlenstoffdiffusion, verringert die spezifische Dichte und erhöht die Festigkeit und die Dehnungs- sowie Zähigkeitseigenschaften. Gehalte von mehr als 6 Gewichts-% verhindern eine Weiterverarbeitung durch Kaltwalzen aufgrund einer Versprödung des Werkstoffs. Daher wird ein maximaler Gehalt von 6 Gewichts-% festgelegt. Optional wird ein Gehalt von 0,05 bis 3 Gewichts-% festgelegt, da Gehalte in diesem Bereich die Umformeigenschaften positiv beeinflussen. Als besonders vorteilhaft für die Umform- und Umwandlungseigenschaften haben sich Si-Gehalte von > 0,1 bis 1,5 Gewichts-% herausgestellt.
  • Chrom Cr: Verbessert die Festigkeit und verringert die Korrosionsrate, verzögert die Ferrit- und Perlitbildung und bildet Karbide. Der maximale Gehalt wird mit 6 Gewichts-% festgelegt, da höhere Gehalte eine Verschlechterung der Dehnungseigenschaften und wesentlich höhere Kosten zur Folge haben. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Cr-Gehalt von 0,1 bis 4 Gewichts-% bevorzugt, um die Ausscheidung grober Cr-Karbide zu vermindern. Insbesondere Gehalte von > 0,5 bis 2,5 Gewichts-% haben sich als vorteilhaft für die Stabilisierung des Austenits und die Ausscheidung feiner Cr-Karbide erwiesen. Um die vorteilhaften Eigenschaften einer Zugabe von Al und Si zusätzlich zu Cr zu erreichen, sollte der Gesamtgehalt von Al + Si + Cr mehr als 1,2 Gewichts-% betragen.
  • Molybdän Mo: Wirkt als Karbidbildner, erhöht die Festigkeit und erhöht den Widerstand gegenüber verzögerter Rissbildung und Wasserstoffversprödung. Gehalte an Mo von über 3 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% festgelegt wird. Für den erfindungsgemäßen Manganstahl mit mittleren Mangangehalten wird ein Mo-Gehalt von 0,005 bis 1,5 Gewichts-% bevorzugt, um die Ausscheidung zu großer Mo-Karbide zu vermeiden. Insbesondere Gehalte von 0,01 bis 0,6 Gewichts-% bewirken die Ausscheidung gewünschter Mo-Karbide bei gleichzeitig verringerten Legierungskosten.
  • Phosphor P: Ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark seigerungsanfällig ist und in hohem Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen können Risse entlang der Korngrenzen beim Warmwalzen auftreten. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten um bis zu 300°C herauf. Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt, wobei Gehalte von < 0,04 Gewichts-% aus oben genannten Gründen vorteilhaft angestrebt werden.
  • Schwefel S: Ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl im Allgemeinen unerwünscht, da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt, wodurch die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften verschlechtert werden. Es wird daher versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefvakuumbehandlung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt. Insbesondere vorteilhaft ist die Begrenzung auf < 0,2 Gewichts-%, um die Ausscheidung von MnS zu vermindern.
  • Stickstoff N: Ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Er verbessert im gelösten Zustand bei höher manganhaltigen Stählen mit größer gleich 4 Gewichts-% Mn die Festigkeits- und Zähigkeitseigenschaften. Niedriger Mn-legierte Stähle mit < 4 Gewichts-% Mn, die freien Stickstoff enthalten, neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist beispielsweise durch Zulegieren von Aluminium, Vanadium, Niob oder Titan möglich. Aus vorgenannten Gründen ist der Stickstoffgehalt auf maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt, wobei Gehalte von < 0,05 Gewichts-% zur weitgehenden Vermeidung der Bildung von AIN bevorzugt angestrebt werden.
  • Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,1 Gewichts-% pro Element). Sie wirken im Gegensatz zu den Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Trotz der geringen Mengenzugaben beeinflussen Mikrolegierungselemente die Herstellungsbedingungen sowie die Verarbeitungs- und Endeigenschaften stark.
  • Typische Mikrolegierungselemente sind Vanadium, Niob und Titan. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide, Nitride und Carbonitride.
  • Vanadium V und Niob Nb: Diese wirken insbesondere durch die Bildung von Karbiden kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden. Gehalte von über 1,5 Gewichts-% bringen keine weiteren Vorteile. Für Vanadium und Niob wird optional bevorzugt ein Mindestgehalt von größer gleich 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,6 (V) bzw. 0,4 (Nb) Gewichts-% vorgesehen, in welchem die Legierungselemente vorteilhaft eine Kornfeinung bewirken. Zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit bei gleichzeitig optimaler Kornfeinung können die Gehalte an V weiterhin auf 0,01 Gewichts-% bis 0,3 Gewichts-% und die Gehalte an Nb auf 0,01 bis 0,1 Gewichts-% eingeschränkt werden.
  • Tantal Ta: Tantal wirkt ähnlich wie Niob als Karbidbildner kornfeinend und verbessert dadurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften. Gehalte von über 0,5 Gewichts-% bewirken keine weitere Verbesserung der Eigenschaften. Daher wird optional ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt. Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-%, in welchem die Kornfeinung vorteilhaft bewirkt werden kann. Zur Verbesserung der Wirtschaftlichkeit und Optimierung der Kornfeinung wird insbesondere bevorzugt ein Gehalt von 0,01 Gewichts-% bis 0,1 Gewichts-% angestrebt.
  • Titan Ti: Wirkt als Karbidbildner kornfeinend, wodurch gleichzeitig die Festigkeit, Zähigkeit und Dehnungseigenschaften verbessert werden und vermindert die interkristalline Korrosion. Gehalte an Ti von über 1,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt an Ti von 1,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Mindestgehalt von 0,005 und ein Maximalgehalt von 0,6 Gewichts-% festgelegt, in welchem Ti vorteilhaft ausgeschieden wird. Bevorzugt wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-% vorgesehen, welcher ein optimales Ausscheidungsverhalten bei geringen Legierungskosten gewährleistet.
  • Zinn Sn: Zinn steigert die Festigkeit, reichert sich jedoch ähnlich wie Kupfer bei höheren Temperaturen unter der Zunderschicht und an den Korngrenzen an. Es führt durch Eindringen in die Korngrenzen zur Bildung niedrig schmelzender Phasen und damit verbunden zu Rissen im Gefüge und zu Lotbrüchigkeit, weshalb optional ein Maximalgehalt von ≤ 0,5 Gewichts-% vorgesehen wird. Bevorzugt werden aus oben genannten Gründen Gehalte von < 0,2 Gewichts-% eingestellt. Insbesondere vorteilhaft zur Vermeidung niedrig schmelzender Phasen und Risse im Gefüge werden Gehalte von < 0,05 Gewichts-% bevorzugt.
  • Kupfer Cu: Verringert die Korrosionsrate und steigert die Festigkeit. Gehalte von über 3 Gewichts-% verschlechtern die Herstellbarkeit durch Bildung niedrig schmelzender Phasen beim Vergießen und Warmwalzen weshalb ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Maximalgehalt von < 0,5 Gewichts-% vorgesehen, bei welchem das Auftreten von Rissen beim Gießen und Warmwalzen vorteilhaft verhindert werden kann. Als insbesondere vorteilhaft zur Vermeidung niedrig schmelzender Phasen und zur Vermeidung von Rissen haben sich Cu-Gehalte von < 0,1 Gewichts-% herausgestellt.
  • Wolfram W: Wirkt als Karbidbildner und erhöht die Festigkeit und Warmfestigkeit. Gehalte an W von über 5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein Maximalgehalt von 3 Gewichts-% und ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% festgelegt, in welchem vorteilhaft die Ausscheidung von Karbiden stattfindet. Insbesondere wird ein Minimalgehalt von 0,2 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 1,5 Gewichts-% bevorzugt, welcher ein optimales Ausscheidungsverhalten bei niedrigen Legierungskosten ermöglicht.
  • Kobalt Co: Erhöht die Festigkeit des Stahls, stabilisiert den Austenit und verbessert die Warmfestigkeit. Gehalte von über 8 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 8 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein Maximalgehalt von ≤ 5 Gewichts-% und ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% festgelegt, welche die Festigkeit und Warmfestigkeit vorteilhaft verbessern. Bevorzugt wird ein Minimalgehalt von 0,3 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 2 Gewichts-% vorgesehen, welcher neben den Festigkeitseigenschaften die Austenitstabilität vorteilhaft beeinflusst.
  • Zirkonium Zr: Wirkt als Karbidbildner und verbessert die Festigkeit. Gehalte an Zr von über 0,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-% und ein Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% festgelegt, da in diesem Bereich vorteilhaft Karbide ausgeschieden werden. Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,2 Gewichts-% vorgesehen, welche vorteilhaft eine optimale Karbidausscheidung bei niedrigen Legierungskosten ermöglichen.
  • Bor B: Verzögert die Austenitumwandlung, verbessert die Warmumformeigenschaften von Stählen und erhöht die Festigkeit bei Raumtemperatur. Es entfaltet seine Wirkung bereits bei sehr geringen Legierungsgehalten. Gehalte oberhalb 0,15 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften stark, weshalb der Maximalgehalt auf 0,15 Gewichts-% festgelegt wird. Optional wird ein Minimalgehalt von 0,001 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,08 Gewichts-% festgelegt, in welchem die festigkeitssteigernde Wirkung von Bor vorteilhaft genutzt wird. Bevorzugt werden ein Minimalgehalt von 0,002 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,01 Gewichts-%, welche eine optimale Nutzung zur Festigkeitssteigerung bei gleichzeitiger Verbesserung des Umwandlungsverhaltens ermöglichen.
  • Tellur Te: Verbessert die Korrosionsbeständigkeit und die mechanischen Eigenschaften sowie die Bearbeitbarkeit. Des Weiteren erhöht Te die Festigkeit von MnS, welches dadurch beim Warm- und Kaltwalzen weniger stark in Walzrichtung gelängt wird. Gehalte oberhalb 0,5 Gewichts-% verschlechtern die Dehnungs- und Zähigkeitseigenschaften, weshalb ein Maximalgehalt von 0,5 Gewichts-% festgelegt wird. Optional werden ein Minimalgehalt von 0,005 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,3 Gewichts-% festgelegt, welche die mechanischen Eigenschaften vorteilhaft verbessern und die Festigkeit vorhandener MnS erhöhen. Weiterhin wird ein Minimalgehalt von 0,01 Gewichts-% und ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% bevorzugt, welche eine Optimierung der mechanischen Eigenschaften bei gleichzeitiger Reduktion der Legierungskosten ermöglichen.
  • Kalzium Ca: Wird zur Modifikation nichtmetallischer oxidischer Einschlüsse genutzt, welche sonst zu einem unerwünschten Versagen der Legierung durch Einschlüsse im Gefüge, welche als Spannungskonzentrationsstellen wirken und den Metallverbund schwächen, führen könnten. Des Weiteren verbessert Ca die Homogenität der erfindungsgemäßen Legierung. Um eine entsprechende Wirkung zu entfalten, ist optional ein Mindestgehalt von 0,0005 Gewichts-% notwendig. Gehalte von oberhalb 0,1 Gewichts-% bringen keinen weiteren Vorteil bei der Einschlussmodifikation, verschlechtern die Herstellbarkeit und sollten aufgrund des hohen Dampfdrucks von Ca in Stahlschmelzen vermieden werden. Daher ist ein Maximalgehalt von 0,1 Gewichts-% vorgesehen.
  • Eine erfindungsgemäße Erzeugungsroute von der Erschmelzung des Stahls bis zum fertigen Stahlband mit einer geforderten Enddicke von weniger als 10 mm, vorzugsweise weniger als 4 mm, aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl umfasst die Schritte:
    • Erschmelzen einer Stahlschmelze enthaltend (in Gewichts-%):
      • C: 0,05 bis 0,42
      • Mn: mehr als 5,0 bis <10
      • sowie eines oder mehrere der folgenden Elemente (in Gewichts-%)
      • Al: 0,1 bis 5, insbesondere > 0,5 bis 3
      • Si: 0,05 bis 3, insbesondere > 0,1 bis 1,5
      • Cr: 0,1 bis 4, insbesondere > 0,5 bis 2,5
      • Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%):
        • Nb: bis 1,5
        • V: bis 1,5
        • Ti: bis 1,5
        • Mo: bis 3
        • Cu: bis 3
        • Sn: bis 0,5
        • W: bis 5
        • Co: bis 8
        • Zr: bis 0,5
        • Ta: bis 0,5
        • Te: bis 0,5
        • B: bis 0,15
        • P: max. 0,1, insbesondere < 0,04
        • S: max. 0,1, insbesondere < 0,02
        • N: max. 0,1, insbesondere < 0,05
        • Ca: bis 0,1
    • Vergießen der Stahlschmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
    • Wiedererwärmen der Bramme oder Dünnbramme auf 1050°C bis 1250°C und anschließendes Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband oder Wiedererwärmen des endabmessungsnah erzeugten Vorbandes auf 1000°C bis 1200°C und anschließendes Warmwalzen des Vorbandes zu einem Warmband oder Warmwalzen des Vorbandes ohne Wiedererwärmen aus der Gießhitze zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens,
    • Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Haspeltemperatur zwischen 820°C und Raumtemperatur,
    • Optionales Glühen des Warmbandes mit folgenden Parametern:
      Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,
    • Unter Vermeidung des Kaltwalzens bei Raumtemperatur, Walzen des Warmbandes mit einer geforderten Enddicke von weniger als 10 mm zu einem gewalzten Stahlband bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von 70°C bis 250°C.
    • Optionales Glühen des Stahlbandes mit folgenden Parametern:
      Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden.
    • Optionales Beizen und/oder Dressieren des Stahlbandes
    • Optionales Beschichten des Stahlbandes mit einer Korrosionsschutzbeschichtung
  • In Bezug auf weitere Vorteile wird auf die vorstehenden Ausführungen verwiesen.
  • Übliche Dickenbereiche für Vorband sind 1 mm bis 35 mm sowie für Brammen und Dünnbrammen 35 mm bis 450 mm. Vorzugsweise ist vorgesehen, dass die Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband mit einer Dicke von 20 mm bis 1,5 mm warmgewalzt wird oder das endabmessungsnah gegossene Vorband zu einem Warmband mit einer Dicke von 8 mm bis 1 mm warmgewalzt wird. Das erfindungsgemäß hergestellte kaltgewalzte Stahlband hat eine Dicke von beispielsweise > 0,15 mm bis 10 mm.
  • Für das Warmwalzen des Vorbandes aus der Gießhitze zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen den einzelnen Walzstichen des Warmwalzens sind Wiedererwärm-Temperaturen im Bereich von 720°C bis 1200°C vorgesehen. Müssen nur noch wenige Walzstiche erfolgen, kann die Wiedererwärm-Temperatur am unteren Ende des Bereichs gewählt werden.
  • Das Warmband kann optional einer Wärmebehandlung im Temperaturbereich zwischen 580°C und 820°C für 1 Minute bis 48 h unterzogen werden, wobei höhere Temperaturen kürzeren Behandlungszeiten und umgekehrt zugeordnet werden. Die Glühung kann sowohl in einer Haubenglühe (längere Glühzeiten), als auch beispielsweise in einer Durchlaufglühe (kürzere Glühzeiten) erfolgen. Die optionale Glühung dient zur Reduktion der Festigkeit und/oder der Erhöhung des Restaustenitanteils des Warmbandes vor dem Kaltwalzprozess, wodurch die Umformeigenschaften für den nachfolgenden Prozess vorteilhaft verbessert werden.
  • Im Anschluss an den Warmwalzvorgang erfolgt das Kaltwalzen bei erfindungsgemäß erhöhter Temperatur des Warmbandes mit dem Ziel, die für die Endanwendung benötigten Dicken von ≥ 0,15 mm bis 10 mm des Stahlbandes einzustellen. Hieran anschließend kann optional ein weiterer Glühprozess durchgeführt werden gegebenenfalls gekoppelt mit einem Beschichtungsprozess und abschließend einem Dressierprozess, mit dem die für die Endanwendung benötigte Oberflächenstruktur eingestellt wird.
  • Vorzugsweise wird das Stahlband schmelztauch- oder elektrolytisch verzinkt oder metallisch, anorganisch oder organisch überzogen.
  • Ein nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestelltes Stahlband weist eine Zugfestigkeit Rm > 800 bis 2000 MPa und eine Bruchdehnung A80 von 3 bis 40 %, vorzugsweise > 8 bis 40 % auf. Hierbei sind hohen Festigkeiten tendenziell niedrigeren Bruchdehnungen zuzuordnen und umgekehrt.
  • Das erfindungsgemäß hergestellte kaltgewalzte Stahlband kann dann beispielsweise als Blechabschnitt, Coil oder Tafel durch Kaltumformung bei Raumtemperatur oder durch Halbwarmumformung bei Temperaturen von 60°C bis unterhalb der AC3, vorzugsweise < 450°C zu einem Bauteil verarbeitet werden, wobei durch das erhebliche Restumformvermögen auf eine Zwischenglühung je nach Anwendungsfall verzichtet werden kann.
  • In weiteren Verarbeitungsstufen kann das erfindungsgemäß hergestellte kaltgewalzte Stahlband zu längs - oder spiralnahtgeschweißten Rohren verarbeitet werden, wobei auch hier durch das erhebliche Restumformvermögen des Stahlbandes auf eine Zwischenglühung je nach Anwendungsfall verzichtet werden kann. Das Rohr kann dabei eine äußere und/oder innere metallische, organische oder anorganische Beschichtung aufweisen.
  • Das so gefertigte Rohr kann dann weiter verformt, beispielsweise gezogen oder aufgeweitet oder mittels Innenhochdruck umgeformt und zu einem Bauteil weiterverarbeitet werden.
  • Anwendungsbereiche sind dabei vor allem die Automobil- und Nutzfahrzeugindustrie sowie der Maschinenbau, weiße Ware, Bauwesen, und Anwendungen bei Temperaturen unterhalb 0°C sowie als Sicherheitsstahl. Sicherheitsstähle werden verwendet, um Fahrzeuge und Gebäude gegen Beschüsse und Ansprengungen zu schützen, und weisen eine hohe Härte und Zähigkeit auf.
  • Es wurden Versuche zur Untersuchung der mechanischen Eigenschaften der erfindungsgemäß hergestellten Stahlbänder mit beispielhaften Legierungen 1 bis 4 durchgeführt. Die Legierungen 1 bis 4 enthalten die folgenden Elemente in den aufgeführten Gehalten in Gew.-%:
    Legierung C Mn Al Si Cr Mo
    1 0,2 7,0 2,0 0,5 1,0 -
    2 0,2 7,0 0,9 0,5 - -
    3 0,27 7,4 2,2 0,5 1,2 -
    4 0,21 7,2 2,5 0,5 1,2 0,16
  • Die aus den vorgenannten Legierungen 1 bis 4 hergestellten Stahlbänder wurden zum Vergleich kaltgewalzt, d.h. bei Raumtemperatur und somit unter 50°C, und auch erfindungsgemäß bei 250°C gewalzt. Die gemessenen Walzkräfte sind nachfolgend angegeben:
    Legierung Walzkraft [kN] kumuliert - Kaltwalzen Walzkraft [kN] kumuliert - bei 250 °C Umformgrad (e=Δd/d0) [%] Walzkraftreduktion [%]
    1 103000 59000 44 ca. 43
    2 144000 55000 44 ca. 62
    3 161000 63000 44 ca. 60
    4 107000 56000 44 ca. 43
  • Unter kumulierter Walzkraft wird das Aufaddieren der Walzkräfte der einzelnen Stiche verstanden, um ein vergleichbares Maß für den Kraftaufwand zu erhalten. Die Walzkraft wurde auf eine Bandbreite von 1000 mm normiert. Der Umformgrad e ist definiert als Quotient der Dickenänderung Δd des untersuchten Stahlbandes durch die Anfangsdicke d0 des untersuchten Stahlbandes. Die Walzkraftreduktion ist die errechnete Verringerung der Walzkraft bei 250 °C im Vergleich mit der Walzkraft beim Kaltwalzen.
  • Auch wurde die Bruchdehnung A50 ausgewertet:
    Legierung Bruchdehnung A50 [%] kaltgewalzt Bruchdehnung A50 [%] gewalzt bei 250 °C
    1 2,0 15,5
    2 2,5 20,5
    3 3,5 19,0
    4 3,0 18,5
  • Die Dehnungskennwerte stehen für die Dehnung in Walzrichtung.

Claims (7)

  1. Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl mit TRIP-Eigenschaften enthaltend (in Gewichts-%):
    C: 0,05 bis 0,42
    Mn: mehr als 5,0 bis <10
    sowie eines oder mehrere der folgenden Elemente (in Gewichts-%) Al: 0,1 bis 5, insbesondere > 0,5 bis 3
    Si: 0,05 bis 3, insbesondere > 0,1 bis 1,5
    Cr: 0,1 bis 4, insbesondere > 0,5 bis 2,5
    Rest Eisen einschließlich unvermeidbarer stahlbegleitender Elemente, mit optionaler Zulegierung von einem oder mehreren der folgenden Elemente (in Gewichts-%):
    Nb: bis 1,5
    V: bis 1,5
    Ti: bis 1,5
    Mo: bis 3
    Cu: bis 3
    Sn: bis 0,5
    W: bis 5
    Co: bis 8
    Zr: bis 0,5
    Ta: bis 0,5
    Te: bis 0,5
    B: bis 0,15
    P: max. 0,1, insbesondere < 0,04
    S: max. 0,1, insbesondere < 0,02
    N: max. 0,1, insbesondere < 0,05
    Ca: bis 0,1
    dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltwalzen auf eine geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich des Kaltwalzens von 70 °C bis 250 °C erfolgt.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass ein Warmband beziehungsweise ein Vorband auf eine Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°, bevorzugt von 70°C bis 250°C, erwärmt oder ein Warmband beziehungsweise ein Vorband eine Temperatur von oberhalb 50°C bis 400°, bevorzugt von 70°C bis 250°C, bereits aufweist und anschließend auf die geforderte Enddicke bei einer Temperatur vor dem ersten Stich von oberhalb 50°C bis 400°, bevorzugt von 70°C bis 250°C, kaltgewalzt wird.
  3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen den Walzstichen des Kaltwalzens eine Kühlung des Bandes auf eine Temperatur von 50°C bis 400°C, insbesondere auf eine Temperatur von 70°C bis 250°C, erfolgt.
  4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl (in Gewichts%) enthält: Al + Si + Cr > 1,2 .
    Figure imgb0001
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl eines oder mehrere der folgenden Elemente (in Gewichts-%) enthält:
    Nb: 0,005 bis 0,4, insbesondere 0,01 bis 0,1
    V: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3
    Ti: 0,005 bis 0,6, insbesondere 0,01 bis 0,3
    Mo: 0,005 bis 1,5, insbesondere 0,01 bis 0,6
    Sn: < 0,2, insbesondere < 0,05
    Cu: < 0,5, insbesondere < 0,1
    W: 0,01 bis 3, insbesondere 0,2 bis 1,5
    Co: 0,01 bis 5, insbesondere 0,3 bis 2
    Zr: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,2
    Ta: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1
    Te: 0,005 bis 0,3, insbesondere 0,01 bis 0,1
    B: 0,001 bis 0,08, insbesondere 0,002 bis 0,01
    Ca: 0,005 bis 0,1.
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlband mit eine geforderten Enddicke von weniger als 10 mm, vorzugsweise weniger als 4 mm, hergestellt wird, umfassend die Schritte:
    - Erschmelzen einer Schmelze eines Stahls nach einem der Ansprüche 1, 5 bis 9,
    - Vergießen der Schmelze zu einem Vorband mittels eines endabmessungsnahen horizontalen oder vertikalen Bandgießverfahrens oder Vergießen der Stahlschmelze zu einer Bramme oder Dünnbramme mittels eines horizontalen oder vertikalen Brammen- oder Dünnbrammengießverfahrens,
    - Wiedererwärmen der Bramme oder Dünnbramme auf 1050°C bis 1250°C und anschließendes Warmwalzen der Bramme oder Dünnbramme zu einem Warmband oder Wiedererwärmen des endabmessungsnah erzeugten Vorbandes auf 1000°C bis 1200°C und anschließendes Warmwalzen des Vorbandes zu einem Warmband oder Warmwalzen des Vorbandes ohne Wiedererwärmen aus der Gießhitze zu einem Warmband mit optionalem Zwischenerwärmen zwischen einzelnen Walzstichen des Warmwalzens,
    - Aufhaspeln des Warmbandes bei einer Haspeltemperatur zwischen 820°C und Raumtemperatur,
    - Optionales Glühen des Warmbandes mit folgenden Parametern:
    Glühtemperatur: 580 bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,
    - Kaltwalzen des Warmbandes oder des Vorbandes nach den Schritten gemäß der Ansprüche 1 bis 3,
    - Optionales Glühen des Stahlbandes mit folgenden Parametern:
    Glühtemperatur: 580°C bis 820°C, Glühdauer: 1 Minute bis 48 Stunden,
    - Optionales Beizen und/oder Dressieren des Stahlbandes,
    - Optionales Beschichten des Stahlbandes mit einer metallischen, organischen oder anorganischen Korrosionsschutzbeschichtung.
  7. Verwendung eines Stahlbandes hergestellt nach dem Verfahren nach mindestens einem der Ansprüche 1 bis 6 zur Herstellung von Bauteilen durch Warm-, Kalt- oder Halbwarmumformung oder zur Herstellung von längs- oder spiralnahtgeschweißten Rohren oder zur Herstellung von Bauteilen für die Automobil- und Nutzfahrzeugindustrie sowie den Maschinenbau, weiße Ware und das Bauwesen oder zur Anwendung im Tieftemperaturbereich unterhalb 0°C bis -273°C oder als Sicherheitsstahl.
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