DE102020110319A1 - Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu - Google Patents

Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu Download PDF

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Jan Roik
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Abstract

Um ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge bereit zu stellen, mit dem die Herstellung komplexer Bauteilgeometrien mit hohem Energieaufnahmevermögen bei hoher Kantrisssicherheit ermöglicht wird, insbesondere mit dem der Abfall der Dehngrenze kompensiert und somit eine Kombination aus hoher Dehngrenze bzw. hohem Dehngrenzenverhältnis und hoher Bruchdehnung erreicht wird, wird vorgeschlagen, dass das Verfahren die folgenden Schritte aufweist:- Herstellen eines warm- oder kaltgewalzten Stahlbandes aus einem Stahl bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%:C: von 0,085 bis 0,149; Al: von 0,005 bis 0,1; Si: von 0,2 bis 0,75; Mn: 1,6 bis 2,9; P: ≤ 0,02; S: ≤ 0,005 sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Cr: 0,05 bis 0,5; Mo: 0,05 bis 0,5;Ti: 0,005 bis 0,060; Nb: 0,005 bis 0,060; V: 0,001 bis 0,060; B: 0,0001 bis 0,0060; N: 0,0001 bis 0,016; Ni: 0,01 bis 0,5; Cu: 0,01 bis 0,3; Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente,- erstes Glühen, insbesondere einem Durchlaufglühen des Stahlbandes, insbesondere des kaltgewalzten Stahlbandes, bei einer Temperatur zwischen 750 °C bis einschließlich 950 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 1200 s, insbesondere von 50 s bis 650 s und anschließend erstes Abkühlen des Stahlbandes auf eine Temperatur zwischen 200 °C bis einschließlich 500 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 2 K/s bis 150 K/s, insbesondere von 5 K/s bis 100 K/s,- weiteres Abkühlen des Stahlbandes auf eine Unterkühlungstemperatur unterhalb von 100 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 50 K/s,- Endglühen, insbesondere Durchlaufglühen, des Stahlbandes mit einem Hollomon-Jaffe-Parameter Hp = TH* (In (Ʈ) +20) von > 7,5 × 103, wobei die maximale Temperatur THin K 100 °C bis einschließlich 470 °C und die Gesamtdauer Ʈ in h 2 s bis einschließlich 1000 s beträgt- Endabkühlen des Stahlbandes auf Raumtemperatur mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 160 K/s, insbesondere von 1 K/s bis 30 K/s. Auch betrifft die Erfindung ein Stahlband mit einem Mehrphasengefüge, hergestellt nach diesem Verfahren.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge sowie ein Stahlband mit einem Mehrphasengefüge.
  • Als Stahlband wird nachfolgend ein warm- oder kaltgewalztes und geglühtes Stahlband verstanden. Übliche Dicken eines warmgewalzten Stahlbandes, auch als Warmband bezeichnet, liegen zwischen 2 mm und 8 mm. Kaltgewalzte, geglühte Stahlbänder werden als Kaltband oder als Feinblech bezeichnet und weisen üblicherweise Dicken im Bereich von 0,5 mm bis 2,5 mm auf.
  • Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller stetig, Lösungen zur Senkung des Flottenkraftstoffverbrauches und CO2-Abgasausstoßes unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu finden. Dabei spielt einerseits die Gewichtsersparnis aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle, andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung im Betrieb wie auch im Crashfall.
  • Die Stahllieferanten tragen durch die Bereitstellung von höchstfesten Stählen o.g. Aufgabenstellung Rechnung. Darüber hinaus kann durch die Bereitstellung höchstfester Stähle mit geringerer Blechdicke das Gewicht der Fahrzeugkomponenten bei gleichem und eventuell sogar verbessertem Bauteilverhalten reduziert werden.
  • Diese neu entwickelten Stähle müssen neben der geforderten Gewichtsreduzierung den hohen Materialanforderungen bezüglich Dehngrenze, Zugfestigkeit und Bruchdehnung sowie Bake-Hardening genügen, wie auch den hohen Bauteilanforderungen nach Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, verbesserten Biegewinkel und Biegeradius, Energieabsorption sowie eine definierte Verfestigung über den Work-Hardening-Effekt aufweisen.
  • Darüber hinaus muss eine gute Verarbeitbarkeit gewährleistet werden. Dies betrifft sowohl die Prozesse beim Automobilhersteller, zum Beispiel Stanzen und Umformen, optionale thermische Vergütung mit nachgeschaltetem optionalem Anlassen, Schweißen und/oder einer Oberflächennachbehandlung, wie Phosphatieren und KTL-Lackieren und auch die Fertigungsprozesse beim Vormateriallieferanten, wie beispielsweise Oberflächenveredelung durch metallische oder organische Beschichtung.
  • Auch wird zunehmend eine verbesserte Fügeeignung beispielsweise in Form von besserer allgemeiner Schweißbarkeit, wie einem größeren nutzbaren Schweißbereich beim Widerstandspunktschweißen und ein verbessertes Versagensverhalten der Schweißnaht (Bruchbild) unter mechanischer Beanspruchung, sowie eine hohe Beständigkeit gegenüber Flüssigmetallversprödung (LME - Liquid Metal Embrittlement) gefordert. Zudem wird eine ausreichende Resistenz gegenüber verzögerter Wasserstoffversprödung (d.h. delayed fracture free) angestrebt. Gleiches gilt für die Schweißeignung höchstfester Stähle bei der Herstellung von Rohren, die zum Beispiel mittels des Hochfrequenz-Induktionsschweißverfahrens (HFI) hergestellt werden.
  • Von der Automobilindustrie werden zunehmend Stahlsorten nachgefragt mit je nach Anwendungsfall deutlich unterschiedlichen Anforderungen hinsichtlich des Verhältnisses der Streckgrenze Re bzw. Dehngrenze Rp0,2 zur Zugfestigkeit Rm.
  • Die an den Stahlwerkstoff geforderte Eigenschaftskombination stellt letztendlich einen bauteilspezifischen Kompromiss aus Einzeleigenschaften dar. Diese Eigenschaften reichen aber bei immer komplexeren Bauteilgeometrien oft nicht mehr aus.
  • Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) von zum Beispiel unter 0,6 bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, eine starke Kaltverfestigung und eine gute Kaltumformbarkeit, ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen.
  • Dualphasenstähle bestehen aus einem ferritischen Grundgefüge, in das eine martensitische Zweitphase eingelagert ist. Es hat sich herausgestellt, dass sich bei kohlenstoffarmen, mikrolegierten Stählen geringe Anteile weiterer Phasen wie Bainit und Restaustenit sich vorteilhaft zum Beispiel auf das Lochaufweitverhalten, das Biegeverhalten und das wasserstoffinduzierte Sprödbruchverhalten auswirken. Der Bainit kann hierbei in unterschiedlichen Erscheinungsformen, wie zum Beispiel oberer und unterer Bainit vorliegen.
  • Ein höheres Streckgrenzenverhältnis Re/Rm wie es für Komplex- oder Mehrphasenstähle typisch ist, zeichnet sich unter anderem durch einen hohen Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten der einzelnen Gefügebestandteile zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt. Auch weisen diese Stähle ein hohes Energieaufnahmevermögen in Crashsituationen auf, weshalb diese Komplex- oder Mehrphasenstähle im Automobilbau zunehmend Anwendung finden. Das Mehrphasengefüge zeichnet sich durch eine überwiegend ferritisch-bainitische Grundmatrix aus, wobei auch Anteile an Martensit, angelassenem Martensit, Restaustenit und/oder Perlit vorliegen können. Durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen wird eine starke Kornfeinung (d. h. feinkörniges Gefüge) und damit eine hohe Festigkeit bewirkt.
  • Diese Komplex- oder Mehrphasenstähle besitzen im Vergleich zu Dualphasenstählen höhere Streckgrenzen, ein größeres Streck- beziehungsweise Dehngrenzenverhältnis, eine geringere Kaltverfestigung und ein höheres Lochaufweitvermögen. Derartige Stähle sind daher zur Herstellung von Bauteilen mit komplexer Geometrie, insbesondere bei crashbeanspruchten Bauteilen, die ein hohes Energieaufnahmevermögen erfordern, hervorragend geeignet.
  • Mehrphasenstähle sind zum Beispiel aus den Offenlegungsschriften DE 10 2012 002 079 A1 und DE 10 2015 111 177 A1 bekannt. Mit den dort offenbarten Werkstoffeigenschaften sind zwar schon relativ komplexe Bauteilgeometrien darstellbar, jedoch besteht Bedarf an noch höheren Dehngrenzenverhältnissen, mit denen noch komplexere Bauteilgeometrien bei hoher Kantenrisssicherheit und hohem Energieaufnahmevermögen zu realisieren sind.
  • Sollen Feinbleche erzeugt werden, werden die kaltgewalzten Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen üblicherweise im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt müssen die Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und Abkühlgeschwindigkeit, entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt werden.
  • Zur Erzielung eines feinkörnigen Gefüges nach dem Durchlaufglühvorgang wird bekanntermaßen in Abhängigkeit von der Rekristallisationstemperatur ein Mindestkaltwalzgrad eingestellt, um eine entsprechende Versetzungsdichte für die Rekristallisationsglühung einzustellen.
  • Ist der Kaltabwalzgrad zu gering - auch in lokalen Bereichen -, kann die kritische Schwelle zur Rekristallisation nicht überwunden werden, so dass ein feinkörniges und relativ gleichmäßiges Gefüge nicht erreicht werden kann. Durch unterschiedliche Korngrößen im Kaltband stellen sich auch nach der Rekristallisation unterschiedliche Korngrößen im finalen Gefüge ein, was zu Kennwertschwankungen führt. Verschieden große Körner können beim Abkühlen von der Ofentemperatur zu unterschiedlichen Phasenbestandteilen umwandeln und für eine weitere Inhomogenität sorgen.
  • Zur Erreichung des jeweils geforderten Gefüges wird das Kaltband im Durchlaufglühofen auf eine Temperatur aufgeheizt, bei der sich während der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung (zum Beispiel Dual- oder Komplexphasengefüge) einstellt.
  • Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Kaltbandes schmelztauchverzinkt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einer kontinuierlichen Feuerverzinkungsanlage, bei der die Wärmebehandlung oder Glühung und die nachgeschaltete Verzinkung in einem kontinuierlichen Prozess stattfinden.
  • Auch beim Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.
  • Als nachteilig hat sich bei diesen Mehrphasen- oder Komplexphasenstählen herausgestellt, dass zwar nach der austenitisierenden Glühung des Warm- oder Kaltbandes im Durchlaufofen ein hohes Dehngrenzenverhältnis erreichbar ist, dies jedoch auf Kosten einer geringeren Bruchdehnung A80 gegenüber Dualphasenstählen erzielt wird. Wird eine hohe Bruchdehnung A80 gefordert, so kann ein hohes Dehngrenzenverhältnis nicht mehr prozesssicher eingestellt werden. Ursächlich hierfür ist, dass während des großtechnischen Durchlaufglühvorgangs je nach Legierungskonzept die Rückumwandlung des Austenits in Bainit nicht vollständig stattfindet, da sich der Restaustenit im Haltebereich bei Temperaturen von 200 °C bis 500 °C mit Kohlenstoff anreichert und dadurch stabilisiert wird. Durch die finale Abkühlung auf eine Temperatur kleiner als 100 °C wandelt dann der verbleibende Austenit zu Martensit (frischer Martensit) um. Durch die Bildung von frischem Martensit und der einhergehenden Scherverformung werden im umliegenden Gefüge gleitfähige Versetzungen erzeugt, was sich aus technologischer Sicht in einer Absenkung der Rp0,2-Dehngrenze sowie in erhöhter Kantenrissempfindlichkeit äußert.
  • Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und ein Stahlband mit einem Mehrphasengefüge anzugeben, mit dem die Herstellung komplexer Bauteilgeometrien mit hohem Energieaufnahmevermögen bei hoher Kantrisssicherheit ermöglicht wird. Insbesondere soll mit dem Verfahren der Abfall der Dehngrenze kompensiert werden und somit eine Kombination aus hoher Dehngrenze bzw. hohem Dehngrenzenverhältnis und hoher Bruchdehnung erreicht werden. Auch soll ein entsprechendes kalt- oder warmgewalztes Stahlband angegeben werden.
  • Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge gemäß Anspruch 1, ein Stahlband mit einem Mehrphasengefüge gemäß Anspruch 22 und ein Stahlband hergestellt nach diesem Verfahren gemäß Anspruch 23 gelöst. In den Unteransprüchen sind vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung angegeben.
  • Nach der Lehre der Erfindung wird mit dem Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge mit den folgenden Schritten:
    • - Herstellen eines warm- oder kaltgewalzten Stahlbandes aus einem Stahl bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von 0,085 bis 0,149; Al: von 0,005 bis 0,1; Si: von 0,2 bis 0,75; Mn: 1,6 bis 2,9; P: ≤ 0,02; S: ≤ 0,005; sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Cr: 0,05 bis 0,5; Mo: 0,05 bis 0,5; Ti: 0,005 bis 0,060; Nb: 0,005 bis 0,060; V: 0,001 bis 0,060; B: 0,0001 bis 0,0060; N: 0,0001 bis 0,016; Ni: 0,01 bis 0,5; Cu: 0,01 bis 0,3;; Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente,
    • - erstes Glühen, insbesondere einem Durchlaufglühen des Stahlbandes, insbesondere des kaltgewalzten Stahlbandes, bei einer Temperatur zwischen 750 °C bis einschließlich 950 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 1200 s, insbesondere von 50 s bis 650 s und anschließend erstes Abkühlen des Stahlbandes auf eine Temperatur zwischen 200 °C bis einschließlich 500 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 2 K/s bis 150 K/s, insbesondere von 5 K/s bis 100 K/s,
    • - weiteres Abkühlen des Stahlbandes auf eine Unterkühlungstemperatur unterhalb von 100 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 50 K/s,
    • - Endglühen, insbesondere Durchlaufglühen, des Stahlbandes mit einem Hollomon-Jaffe-Parameter Hp = TH * (In (T) +20) von > 7,5 × 103, wobei die maximale Temperatur TH in K 100 °C bis einschließlich 470 °C und die Gesamtdauer T in h 2 s bis einschließlich 1000 s beträgt,
    • - Endabkühlen des Stahlbandes auf Raumtemperatur mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 160 K/s, insbesondere von 1 K/s bis 30 K/s, vorteilhafterweise ein hochfestes und hochduktiles Stahlband aus einem Mehrphasenstahl erreicht.
  • Vorteilhafter Weise kann die Dehngrenze abhängig von den Prozessparametern variabel über das Endglühen und das Endabkühlen eingestellt und ein hohes Verhältnis der Rp0,2-Dehngrenze des endgeglühten Stahlbandes zu der Zugfestigkeit Rm des endgeglühten Stahlbandes erreicht werden. Darüber hinaus hat das erfindungsgemäße Stahlband eine gute Schweißbarkeit und weist eine geringe Neigung zur Flüssigmetall- und Wasserstoffversprödung auf. Diese und weitere Vorteile des erfindungsgemäßen Stahlbandes werden durch das Legierungskonzept und auch die besondere Prozessierung erreicht. Das Stahlband eignet sich besonders zur Herstellung von Bauteilen, die dann eine verbesserte Umformbarkeit, ein erhöhtes Energieaufnahmevermögen sowie verbesserte Schweißeigenschaften aufweisen.
  • Die beiden Verfahrensschritte „Endglühen und Endabkühlen“ können sich im Zuge des erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung eines Stahlbandes unmittelbar in zeitlicher und auch örtlicher Hinsicht anschließen oder je nach Gegebenheiten um Stunden oder Tage versetzt beziehungsweise an einem anderen Ort stattfinden.
  • Nachfolgend ist in der Tabelle 1 ein Vergleich der jeweiligen Legierungszusammensetzung von Referenzstählen AI und BII mit erfindungsgemäßen Beispielstählen CIII, DIV, DV, EVI, FVII bis GVIII gezeigt. Die Beispielsstähle DIV, Dv sind in ihrer Legierungszusammensetzung identisch und nur für eine spätere Beschreibung mit unterschiedlichem Index versehen. Ein wesentlicher Unterschied der erfindungsgemäßen Beispielstähle zu den Referenzstählen ist ein geringerer Kohlenstoffgehalt, was die Schweißbarkeit verbessert sowie die Anfälligkeit für Flüssigmetall- und Wasserstoffversprödung minimiert. Die Referenzstähle A I und B II sind nicht erfindungsgemäß, weil der C-Gehalt zu hoch ist. Hieraus resultiert eine schlechtere Schweißbarkeit. Außerdem ist die Zugfestigkeit zu gering (kleiner als 920 MPa). Auch reagieren die Referenzstähle A I und B II nicht so effektiv auf die erfindungsgemäße Behandlung.
  • Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in dem erfindungsgemäßen Stahlband mit einem Mehrphasengefüge näher beschrieben. Die Mehrphasenstähle sind typischerweise chemisch so aufgebaut, dass Legierungselemente mit und auch ohne Mikrolegierungselementen kombiniert werden. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung wenn notwendig berücksichtigt.
  • Begleitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind bzw. herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen.
  • Wasserstoff (H) kann als einziges Element ohne Gitterverspannungen zu erzeugen durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im Eisengitter relativ beweglich ist und während der Fertigung verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden. Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstofffallen und können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen. Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten Delayed-Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als Grund genannt. Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
  • Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase, bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren. Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes über Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen. Bei einer feinen Ausscheidung, speziell von Aluminiumoxiden, kann hingegen auch eine Kornfeinung erfolgen. Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
  • Stickstoff (N) ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Stähle mit freiem Stickstoff 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 durch Zulegieren von Aluminium oder Titan möglich. Aus vorgenannten Gründen ist der optionale Stickstoffgehalt auf ≤ 0,016 Gewichts-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefvakuumbehandlung). Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt. Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z. B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilte Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf ≤ 0,005 Gewichts-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • 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 zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300 ° C herauf. Während des Warmwalzens können oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu Bruchaufreißungen führen. Durch das Zulegieren von geringen Mengen an Bor können die negativen Auswirkungen von Phosphor zum Teil kompensiert werden. Es wird vermutet, dass Bor die Korngrenzenkohäsion erhöht und die Phosphorsegregation an den Korngrenzen verringert. In einigen Stählen wird er allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0,1 %) als Mikrolegierungselement verwendet, beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free). Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf ≤ 0,020 % bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
  • 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 Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.
  • Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung bis zu 2,06 % wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei dem erfindungsgemäßen Mehrphasenstahl, insbesondere für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung, beträgt sein Anteil 0,085 Gewichts-% bis 0,149 Gewichts-%, vorzugsweise bis 0,115 Gewichts-%. Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im α-Eisen maximal 0,02 % und im γ-Eisen maximal 2,06 %. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich. Durch die unterschiedliche Löslichkeit werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des Austenitgebiets zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelösten Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase. Kohlenstoff ist zudem erforderlich um Carbide zu bilden. Ein nahezu in jedem Stahl vorkommender Vertreter ist der Zementit (Fe3C). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sondercarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,085 Gewichts-% und der maximale C-Gehalt auf 0,149 Gewichts-%, vorzugsweise auf 0,115 Gewichts-% festgelegt.
  • Aluminium (AI) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Der Sauerstoff und Stickstoff wird so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie Festigkeitswerte steigern. Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren Temperaturen gebildet. In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit. Es unterdrückt zudem die Carbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird Al auch als Legierungselement in Restaustenitstählen verwendet, um einen Teil des Siliziums durch Aluminium zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Al etwas weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion als Si ist. Der Al-Gehalt wird deshalb auf 0,005 Gewichts-% bis maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt.
  • Silizium (Si) bindet beim Vergießen Sauerstoff und vermindert somit Seigerungen sowie Verunreinigungen im Stahl. Zudem erhöht Silizium durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit und das Streckgrenzenverhältnis des Ferrits bei nur geringfügig absinkender Bruchdehnung. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der Abschreckung ermöglicht. Durch die Ferritbildung wird der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und stabilisiert. Bei höheren Gehalten stabilisiert Silizium im unteren Temperaturbereich speziell im Bereich der Bainitbildung durch Verhinderung von Carbidbildung den Austenit merklich. Während des Warmwalzens kann sich bei hohen Siliziumgehalten stark haftender Zunder bilden, der die Weiterverarbeitung beeinträchtigen kann. Beim kontinuierlichen Verzinken kann Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundieren und alleine oder zusammen mit Mangan filmartige Oxide bilden. Diese Oxide verschlechtern die Verzinkbarkeit durch Beeinträchtigung der Verzinkungsreaktion (Eisenlösung und Hemmschichtausbildung) beim Eintauchen des Stahlbandes in die Zinkschmelze. Dies äußert sich in einer schlechten Zinkhaftung und unverzinkten Bereichen. Durch eine geeignete Ofenfahrweise mit angepasstem Feuchtegehalt im Glühgas und/oder durch ein geringes Si/Mn-Verhältnis und/oder durch die Verwendung moderater Mengen an Silizium kann jedoch eine gute Verzinkbarkeit des Stahlbandes und eine gute Zinkhaftung sichergestellt werden. Aus den vorgenannten Gründen werden der minimale Si-Gehalt auf 0,200 Gewichts-% und der maximale Si-Gehalt auf 0,750 Gewichts-% festgelegt.
  • Mangan (Mn) wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen. Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Si und Al) können Manganoxide (z. B. MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z. B. Mn2SiO4) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher globulare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen. Der Mn-Gehalt wird deshalb auf 1,6 Gewichts-% bis 2,9 Gewichts-%, vorzugsweise bis 2,6 Gewichts-%, festgelegt.
  • Chrom (Cr): Durch die Zugabe von Chrom wird hauptsächlich die Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensitstarttemperatur. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert, so dass es im Zinkbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt. Chrom ist zudem ein Carbidbildner. Sollte Chrom in Carbidform vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die Chromcarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen. Chrom neigt ebenfalls dazu während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahloberfläche zu bilden, wodurch sich die Verzinkungsqualität verschlechtern kann. Der optionale Cr-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,05 bis 0,500 Gewichts-% festgelegt.
  • Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän erfolgt ähnlich wie bei Chrom zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten geschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Zinkbad keine Festigkeitsverluste zu erwarten sind und bewirkt durch Mischkristallverfestigung eine Festigkeitssteigerung des Ferrits. Der Mo-Gehalt wird in Abhängigkeit von der Abmessung, der Anlagenkonfiguration und der Gefügeeinstellung zulegiert. Aus Kostengründen wird der optionale Mo-Gehalt auf 0,05 bis 0,5 Gewichts-% festgelegt.
  • Kupfer (Cu): Der Zusatz von Kupfer kann die Zugfestigkeit sowie die Einhärtbarkeit steigern. In Verbindung mit Nickel, Chrom und Phosphor kann Kupfer eine schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden, die die Korrosionsrate deutlich reduzieren kann. In Verbindung mit Sauerstoff kann Kupfer an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der optionale Gehalt an Kupfer ist deshalb auf 0,01 bis 0,3 Gewichts-% begrenzt.
  • Nickel (Ni): In Verbindung mit Sauerstoff kann Nickel an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der optionale Gehalt an Nickel ist deshalb auf 0,01 bis 0,050 Gewichts-% begrenzt.
  • Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,1%). 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. Als Mikrolegierungselemente kommen in der Regel im Eisengitter lösliche Carbid- und Nitridbildner zum Einsatz. Eine Bildung von Carbonitriden ist aufgrund der vollständigen Löslichkeit von Nitriden und Carbiden ineinander ebenfalls möglich. Die Neigung, Oxide und Sulfide zu bilden, ist bei den Mikrolegierungselementen in der Regel am stärksten ausgeprägt, wird aber aufgrund anderer Legierungselemente in der Regel gezielt verhindert. Diese Eigenschaft kann positiv genutzt werden, indem die im Allgemeinen schädlichen Elemente Schwefel und Sauerstoff abgebunden werden können. Die Abbindung kann aber auch negative Auswirkungen haben, wenn dadurch nicht mehr genügend Mikrolegierungselemente für die Bildung von Carbiden zur Verfügung stehen. Typische Mikrolegierungselemente sind Aluminium, Vanadium, Titan, Niob und Bor. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide und Nitride.
  • Titan (Ti) bildet schon bei hohen Temperaturen sehr stabile Nitride (TiN) und Sulfide (TiS2). Diese lösen sich in Abhängigkeit des Stickstoffgehaltes zum Teil erst in der Schmelze auf. Wenn die so entstandenen Ausscheidungen nicht mit der Schlacke entfernt werden, bilden sie im Werkstoff durch die hohe Entstehungstemperatur grobe Partikel aus, die in der Regel nicht förderlich für die mechanischen Eigenschaften sind. Ein positiver Effekt auf die Zähigkeit entsteht durch die Abbindung des freien Stickstoffes und Sauerstoffs. So schützt Titan andere gelöste Mikrolegierungselemente wie Niob vor der Abbindung durch Stickstoff. Diese können ihre Wirkung dann optimal entfalten. Nitride, die durch das Absinken des Sauerstoff- und Stickstoffgehalts erst bei tieferen Temperaturen entstehen, können zudem eine effektive Behinderung des Austenitkornwachstums bewirken. Nicht abgebundenes Titan formt bei Temperaturen ab 1150 ° C Titancarbide und kann so eine Kornfeinung (Hemmung des Austenitkornwachstums, Kornfeinung durch verzögerte Rekristallisation und/oder Erhöhung der Keimzahl bei α-/γ-Umwandlung) sowie eine Ausscheidungshärtung bewirken. Der optionale Ti-Gehalt weist deshalb Werte von 0,005 bis 0,060 Gewichts-% auf.
  • Niob (Nb) bewirkt eine starke Kornfeinung, da es am effektivsten von allen Mikrolegierungselementen eine Verzögerung der Rekristallisation bewirkt und zudem das Austenitkornwachstum hemmt. Die festigkeitssteigernde Wirkung ist qualitativ höher als die von Titan einzuschätzen, ersichtlich durch den erhöhten Kornfeinungseffekt und die größere Menge an festigkeitssteigernden Teilchen (Abbindung des Titans zu TiN bei hohen Temperaturen). Niobcarbide bilden sich bei Temperaturen unterhalb von 1200 ° C. Bei Stickstoffabbindung mit Titan kann Niob durch Bildung von kleinen und in Hinblick auf ihre Wirkung effektiven Carbiden im unteren Temperaturbereich (kleinere Carbidgrößen) seine festigkeitssteigernde Wirkung erhöhen. Ein weiterer Effekt des Niobs ist die Verzögerung der α-/γ-Umwandlung und das Absenken der Martensitstarttemperatur im gelösten Zustand. Zum einen geschieht dies durch den Solute-Drag-Effekt und zum anderen durch die Kornfeinung. Diese bewirkt eine Festigkeitssteigerung des Gefüges und somit auch einen höheren Widerstand gegen die Volumenvergrößerung bei der Martensitbildung. Prinzipiell ist das Zulegieren von Niob begrenzt bis zum Erreichen seiner Löslichkeitsgrenze. Diese begrenzt zwar die Menge an Ausscheidungen, bewirkt aber beim Überschreiten vor allem eine frühe Ausscheidungsbildung mit recht groben Partikeln. Die Ausscheidungshärtung kann somit vor allem bei Stählen mit geringem C-Gehalt (größere Übersättigung möglich) und bei Warmumformprozessen (verformungsinduzierte Ausscheidung) effektiv wirksam werden. Der Nb-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,005 bis 0,060 Gewichts-% begrenzt.
  • Vanadium (V): Die Carbid- und auch die Nitridbildung von Vanadium setzt erst ab Temperaturen um 1000 ° C bzw. noch nach der α/γ-Umwandlung ein, also wesentlich später als bei Titan und Niob. Vanadium hat somit durch die geringe Anzahl der im Austenit vorhandenen Ausscheidungen kaum eine kornfeinende Wirkung. Auch das Austenitkornwachstum wird durch die erst späte Ausscheidung der Vanadiumcarbide nicht gehemmt. Somit beruht die festigkeitssteigernde Wirkung fast allein auf der Ausscheidungshärtung. Ein Vorteil des Vanadiums ist die hohe Löslichkeit im Austenit und der durch die tiefe Ausscheidungstemperatur verursachte große Volumenanteil an feinen Ausscheidungen. Der optionale V-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,001 bis 0,060 Gewichts-% begrenzt.
  • Bor (B) bildet mit Stickstoff wie auch mit Kohlenstoff Nitride bzw. Carbide; in der Regel wird dies jedoch nicht angestrebt. Zum einen bildet sich durch die geringe Löslichkeit nur eine kleine Menge an Ausscheidungen und zum anderen werden diese zumeist an den Korngrenzen ausgeschieden. Eine Härtesteigerung an der Oberfläche wird nicht erreicht (Ausnahme Borieren mit Bildung von FeB und Fe2Bin der Randzone eines Werkstücks). Um eine Nitridbildung zu verhindern, wird in der Regel versucht, den Stickstoff durch affinere Elemente abzubinden. Besonders Titan kann dabei die Abbindung des gesamten Stickstoffes gewährleisten. Bor führt im gelösten Zustand in sehr geringen Mengen zu einer deutlichen Verbesserung der Einhärtbarkeit. Der Wirkungsmechanismus von Bor kann so beschrieben werden, dass sich Boratome bei geeigneter Temperaturführung an den Korngrenzen anlagern und dort, indem sie die Korngrenzenenergie senken, die Entstehung von wachstumsfähigen Ferritkeimen deutlich erschweren. Bei der Temperaturführung ist darauf zu achten, dass Bor überwiegend atomar in der Korngrenze verteilt ist und nicht aufgrund zu hoher Temperaturen in Form von Ausscheidungen vorliegt. Die Wirksamkeit von Bor wird mit steigender Korngröße und steigendem Kohlenstoffgehalt (> 0,8 %) herabgesetzt. Eine Menge über 60 ppm verursacht zudem eine sinkende Härtbarkeit, da Borcarbide auf den Korngrenzen als Keime fungieren. Bor diffundiert aufgrund des geringen Atomdurchmessers außerordentlich gut und hat eine sehr hohe Affinität zu Sauerstoff, was zu einem Herabsetzen des Borgehaltes in Bereichen nahe der Oberfläche (bis zu 0,5 mm) führen kann. In diesem Zusammenhang wird von einer Glühung bei über 1000 ° C abgeraten. Dies ist zudem zu empfehlen, da Bor bei Glühtemperaturen über 1000 ° C zu einer starken Grobkornbildung führen kann. Bor ist für den Prozess der kontinuierlichen Schmelztauchveredlung mit Zink ein extrem kritisches Element, da es schon bei geringsten Mengen alleine oder zusammen mit Mangan während der Glühbehandlung filmartige Oxide auf der Stahloberfläche ausbilden kann. Diese Oxide passivieren die Bandoberfläche und verhindern die Verzinkungsreaktion (Eisenlösung und Hemmschichtbildung). Ob sich filmartige Oxide ausbilden, hängt sowohl von der Menge an freiem Bor und Mangan ab, als auch von den verwendeten Glühparametern (z. B. Feuchtegehalt im Glühgas, Glühtemperatur, Glühzeit). Höhere Mangangehalte und lange Glühzeiten führen eher zu globularen und weniger kritischen Oxiden. Durch einen erhöhten Feuchtegehalt im Glühgas ist es zudem möglich, die Menge an borhaltigen Oxiden auf der Stahloberfläche zu reduzieren. Aus vorgenannten Gründen wird der B-Gehalt auf Werte von 0,0001 bis 0,0060 Gewichts-% begrenzt.
  • Besonders vorteilhaft ist vorgesehen, dass mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens ein Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes nach dem Endglühen und Endabkühlen gegenüber einem Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen um mindestens 5 %, insbesondere 10 %, ansteigt.
  • Die erfindungsgemäße Wiederherstellung der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes durch das Endglühen und das Endabkühlen erfolgt unter Ausnutzung von einer oder mehreren der folgenden Voraussetzungen:
    1. (1) In-situ Verformung des umliegenden Gefüges durch Martensit und/oder unteren Bainit
    2. (2) Optionale zusätzliche Ex-situ Verformung durch Dressieren und/oder Recken des Stahlbandes
    3. (3) Ausreichend hohe Temperaturen und Zeit für Diffusion von Kohlenstoff während der Endglühung
    4. (4) Ausreichende Konzentration an Kohlenstoff in übersättigter Lösung z. B. durch Unterdrückung der Zementitausscheidung
    5. (5) geringe Korngröße und optional dispers verteilte Gefügebestandteile/kurze Diffusionspfade für Kohlenstoff
  • Weiterhin vorteilhaft ist vorgesehen, dass der Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes nach dem Endglühen und Endabkühlen gegenüber dem Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen um mindestens 5 % bis einschließlich 50 %, insbesondere bis einschließlich 40 %, ansteigt.
  • Hierbei ist besonders vorteilhaft, dass ein mit einem Hollomon-Jaffe-Parameter Hp = 9 × 103 endgeglühtes und dann endabgekühltes Stahlband einen Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes nach dem Endabkühlen hat, der um mindestens 15 % gegenüber einem Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen angestiegen ist.
  • Der Hollomon-Jaffe-Parameter ist definiert als Hp = TH (In(Ʈ) + 20) mit TH in K und Ʈ in h. Er verknüpft die maximale Temperatur TH und die Gesamtdauer Ʈ der Endglühung (siehe beispielsweise A. Kamp, S. Celotto, D.N. Hanlon; Mater. Sci. Eng. A 538 (2012) 35-41). Der Hollomon-Jaffe Parameter beinhaltet den natürlichen Logarithmus In(x).
  • Bei der erfindungsgemäßen Berechnung von Hp wird als maximale Temperatur TH die höchste Temperatur eingesetzt, die während der Endglühung auf der Oberfläche des Stahlbandes erreicht wird- Diese maximale Temperatur TH ist für den erfindungsgemäßen Hp-Wert und den Effekt der Dehngrenzenerhöhung beziehungsweise der ablaufenden metallphysikalischen Vorgänge maßgeblich. Daher werden niedrigere Temperaturen während der Aufheizphase der Endglühung vernachlässigt. Die Gesamtdauer Ʈ ist hierbei definiert als die Dauer der Endglühung. Die Endabkühlung wird somit in der Gesamtdauer Ʈ nicht berücksichtigt. Für den Fall, dass das Endglühen in einem Ofen stattfindet, beginnt die Gesamtdauer mit einem Ofeneintritt und endet mit einem Ofenaustritt. In bekannter Weise kann das Endglühen alternativ auch induktiv oder konduktiv stattfinden.
  • Erfindungsgemäß wird das Stahlband derart endgeglüht, dass das endgeglühte und endabgekühlte Stahlband einen Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes nach dem Endabkühlen hat, der gegenüber einem Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes vor dem Endglühen angestiegen ist und/oder das endgeglühte und endabgekühlte Stahlband einen Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes nach dem Endabkühlen hat, der gegenüber einem Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes vor dem Endglühen erhalten bleibt im Sinne von nicht kleiner als vor dem Endglühen.
  • Vorteilhafter Weise hat das endgeglühte und endabgekühlte Stahlband eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 920 MPa und eine Dehngrenze Rp0,2 von mindestens 720 MPa. Dieses Stahlband ist somit hochfest.
  • Optimiert wird das Verfahren, wenn das Stahlband bei einer maximalen Temperatur TH und einer Gesamtdauer Ʈ endgeglüht wird, wobei Hp = TH (In(Ʈ) + 20) mit TH in K und Ʈ in h und 12 × 103 > Hp > 7,5 × 103, bevorzugt 10,5 × 103 > Hp > 8 × 103 gilt.
  • Besonders vorteilhaft ist vorgesehen, dass das Stahlband bei einer maximalen Temperatur von oberhalb 200 °C und/oder bei einer maximalen Temperatur von bis zu 400 °C und/oder bei einer Gesamtdauer von 10 s bis 500 s endgeglüht wird.
  • Ergänzend kann vorgesehen sein, dass das Stahlband, insbesondere anschließend an das erste Glühen und dem ersten Abkühlen, vor dem weiteren Abkühlen, einem Zwischenglühen, insbesondere einem Durchlaufglühen, bei einer Temperatur zwischen 200 °C bis einschließlich 500 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 430 s unterzogen wird.
  • Vorteilhafterweise ist vorgesehen, dass das Stahlband auf eine Unterkühlungstemperatur unterhalb von 50 °C und wahlweise bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
  • Eine Variante sieht vor, dass das Stahlband nach dem ersten Glühen und vor dem ersten Abkühlen auf eine Zwischentemperatur größer als 600 °C zwischenabgekühlt wird. Vorzugsweise ist hierbei vorgesehen, dass das Stahlband mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 0,1 K/s bis 30 K/s über eine Zeit von 5 s bis 300 s zwischenabgekühlt wird.
  • Alternativ ist es auch möglich, dass das Stahlband mehrstufig endgeglüht wird (beispielsweise in mehreren hintereinander folgenden Öfen). Wird das Endglühen n-stufig ausgeführt, so ist TH, Ʈ und der Hp-Wert folgendermaßen zu berechnen:
  • Die maximale Temperatur der Endglühung TH bezieht sich auf den Maximalwert aller n Stufen, d. h. TH = max (THi), wobei THi die maximale Temperatur der i-ten Stufe ist.
  • Die Gesamtdauer Ʈ der n-stufigen Glühung berechnet sich als:
    Figure DE102020110319A1_0001
    wobei Ʈi die Glühdauer der i-ten Stufe ist.
  • Daraus ergibt sich der Hp-Wert für die mehrstufige Endglühung in bekannter Form zu:
    Figure DE102020110319A1_0002
  • Eine vorteilhafte Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens ergibt sich, wenn das Stahlband im Zusammenhang mit einem Schmelztauchbeschichten, insbesondere Feuerverzinken, des Stahlbandes zwischenglüht wird.
  • Als bevorzugt hat sich herausgestellt, das warm- oder kaltgewalzte Stahlband aus dem Stahl mit Zulegierung von Cr und Mo herzustellen, wobei Mn + Cr + 4 × Mo > 2,5 Gewichts-% und 0,1 Gewichts-% ≤ Mo ≤ 0,5 Gewichts-% gelten.
  • Vorteilhafterweise ist hierbei vorgesehen, dass das warm- oder kaltgewalzte Stahlband aus dem vorgenannten Stahl aber mit einem C-Gehalt von 0,085 bis 0,115 Gewichts-% hergestellt wird und/oder aus dem vorgenannten Stahl aber mit einem Mn-Gehalt von 1,6 bis 2,6 Gewichts-% hergestellt wird.
  • In vorteilhafter Weise ist vorgesehen, dass das Stahlband vor dem Endglühen mit einer Walzkraft F [N] > (0,5 × β), wobei β die Breite des Stahlbandes in mm ist, mit einem maximalen Abwalzgrad von 1,5 % dressiert wird.
  • Nach der Lehre der Erfindung wird auch ein Stahlband mit einem Mehrphasengefüge zur Verfügung gestellt, bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von 0,085 bis 0,149; Al: von 0,005 bis 0,1; Si: von 0,2 bis 0,75; Mn: 1,6 bis 2,9; P: ≤ 0,02; S: ≤ 0,005; sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Cr: 0,05 bis 0,5; Mo: 0,05 bis 0,5; Ti: 0,005 bis 0,060; Nb: 0,005 bis 0,060; V: 0,001 bis 0,060; B: 0,0001 bis 0,0060; N: 0,0001 bis 0,016; Ni: 0,01 bis 0,5; Cu: 0,01 bis 0,3; Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband ein Produkt aus Rp0,2-Dehngrenze und Bruchdehnung A80 von größer als 5600 MPa %, insbesondere von größer als 7200 MPa %, aufweist. Die zuvor im Zusammenhang mit dem Herstellungsverfahren angegebenen Vorteile gelten auch für das erfindungsgemäße Stahlband. Vorteilhafterweise wird dieses Stahlband nach dem vorbeschriebenen Herstellungsverfahren hergestellt.
  • Vorteilhafterweise sind dem Stahl Cr und Mo zulegiert, wobei Mn + Cr + 4 × Mo > 2,5 Gewichts-% und 0,1 Gewichts-% ≤ Mo ≤ 0,5 Gewichts-% gelten.
  • Besonders bevorzugt weist das Stahlband eine Mindestzugfestigkeit von 920 MPa, insbesondere 980 MPa und/oder einen Bake-Hardening-Wert BH2 von ≥ 25 MPa und/oder einen Restaustenitgehalt von kleiner 10 %, insbesondere kleiner als 5 %, auf.
  • Vorteilhafterweise ist vorgesehen, dass das Stahlband ein Verhältnis der Rp0,2-Dehngrenze des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbandes zu der Zugfestigkeit Rm des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbandes von größer als 0,68 bis einschließlich 0,97 aufweist.
  • Vorteilhafter Weise weist das Gefüge des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbands folgende Zusammensetzung auf: Ferrit: kleiner als 60 %; Bainit + Martensit: 30 % bis 98 %; Restaustenit: kleiner als 10 %, insbesondere kleiner als 5 %. Die zu den Gefügebestandteilen angegebenen Prozentangaben beziehen sich auf Flächenteile, die üblicherweise auch als Volumenanteile übernommen werden.
  • Vorzugsweise liegen in dem Gefüge des Stahlbands vor der Endglühung mindestens 1 % frischer Martensit vor.
  • Außerdem ist das Gefüge des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbands vorteilhaft dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge einen KG5-Kennwert kleiner als 0,4, insbesondere kleiner als 0,3 aufweist.
  • Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wird unter Raumtemperatur eine Temperatur zwischen 10 bis 40 °C, vorzugsweise 15 bis 25 °C, verstanden.
  • Nachfolgend wird das Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen hochfesten Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge näher erläutert. Diese Herstellung findet aus einem kalt- oder warmgewalzten Stahlband unterschiedlicher Dicke über eine Durchlaufglühanlage oder optional über eine Feuerverzinkungsanlage statt. Hierbei wird in einem ersten Glühen das kalt- oder warmgewalzte Band bei einer Temperatur zwischen 750 und 950 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 1200 s durchlaufgeglüht, um den gewünschten Grad der Austenitisierung einzustellen. Abhängig vom Grad der Austenitisierung bleibt ein Phasenanteil an erholtem und/oder rekristallisiertem Ferrit erhalten. Die Neigung zur Erholung und/oder Rekristallisation lässt sich durch die optionalen Elemente wie Mo, Ni, Ti und V steuern, wobei höhere Gehalte dieser Elemente zu einer verzögerten Rekristallisationskinetik führen. Nach einem ersten Abkühlen auf eine Temperatur von 200 °C bis 500 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 2 K/s bis 150 K/s folgt ein Zwischenglühen in diesem Temperaturbereich zwischen 200 °C bis einschließlich 500 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 430 s mit dem Ziel einer Umwandlung des Austenits in Bainit. Optional kann eine Schmelztauchveredelung durchgeführt werden. Um die Umwandlung in Ferrit oder gröberen Bainit bei höheren Temperaturen während der Abkühlphase zu unterdrücken und ein ausreichend großes Prozessfenster zu realisieren, können insbesondere Mn, Mo, Cr, Ni, Nb und B hinzulegiert werden. Bei dem Zwischenglühen im Temperaturbereich von 200 °C bis 500 °C findet die Umwandlung des Austenits nicht vollständig statt, da sich der Restaustenit mit Kohlenstoff anreichert und dadurch stabilisiert wird. Erst durch eine Abkühlung auf eine Unterkühlungstemperatur kleiner als 100 °C, vorzugsweise kleiner 50 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 50 K/s kann der verbleibende Austenit zu Martensit umwandeln. Durch die Bildung von Martensit und der einhergehenden Scherverformung werden im umliegenden Gefüge glissile Versetzungen erzeugt, was sich aus technologischer Sicht in einer Absenkung der Rp0,2-Dehngrenze äußert. Für die Wiederherstellung der hohen Dehngrenze und eines hohen Dehngrenzenverhältnisses > 0,68 bis einschließlich 0,97 des erfindungsgemäßen Stahls ist eine Wärmebehandlung nach der Abkühlung unter 100 °C, bevorzugt unter 50 °C, notwendig. Während des Endglühens wird die Tetragonalität der martensitischen tetragonal-raumzentrierten Phase abgebaut, indem Kohlenstoff in umliegende Gefügebereiche diffundiert und glissile Versetzungen infolge von Cotrell-Wolken zu sessilen Versetzungen werden. Von technologischer Relevanz ist die dabei stattfindende Wiederherstellung der hohen Dehngrenze, sowie eine Verringerung der Kantenrissempfindlichkeit durch Umwandlung von Martensit mit harter tetragonal-raumzentrierten Struktur zur kubisch-raumzentrierten Struktur. Um die Anlassbeständigkeit zu erhöhen und einen Verlust der Zugfestigkeit zu verhindern, kann optional Mo oder V hinzulegiert werden. Abhängig von Temperatur und Zeit des Endglühens kann ein variables Dehngrenzenverhältnis eingestellt werden. Um einen nennenswerten Anstieg der Dehngrenze zu erreichen, hat sich Endglühen mit einer maximalen Temperatur TH von mindestens 100 °C bei der großtechnischen Erzeugung als zielführend gezeigt. Das Endgefüge des erfindungsgemäßen Mehrphasenstahls setzt sich zusammen aus < 60 % Ferrit, 30 bis 98 % Bainit und Martensit (frisch oder angelassen vor der Endglühung und angelassen nach der Endglühung), wobei mindestens 1 % frischer Martensit vor der Endglühung vorliegt, sowie einem geringen Gehalt an Restaustenit kleiner als 10 %, bevorzugt kleiner als 5 %.
  • Grundsätzlich können die einzelnen Glühbehandlungen mehrstufig ausgebildet sein oder auch zusätzliche Glühbehandlungen bezogen auf den Gesamtprozess vorgesehen sein.
  • In den Tabellen 2a und 2b sind für eine beispielhafte Auswahl von Temperatur-Zyklen la bis VII der Durchlaufglühung die relevanten Prozessparameter der Durchlaufglühung aufgeführt, die für eine Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlbands Anwendung finden. Die folgenden Prozessparameter sind in den Tabellen 2a und 2b aufgeführt:
    • TIA: maximale Glühtemperatur im interkritischen Bereich (erstes Glühen)
    • tIA: Dauer der Glühung (erstes Glühen)
    • Tm: Zwischentemperatur
    • CR1: durchschnittliche Kühlrate bei Kühlung von TIA auf Tm
    • TOA: Kühlstoptemperatur
    • CR2: durchschnittliche Kühlrate bei Kühlung von Tm auf TOA
    • TOA: Haltezeit auf TOA
    • THD: Temperatur Schmelztauchveredelung (Zwischenglühen)
    • T0: Unterkühlungstemperatur nach Schmelztauchveredelung
    • CR3: durchschnittliche Kühlrate nach Schmelztauchveredelung
    • TH: maximale Endglühtemperatur nach Abkühlung auf T0
    • Ʈ: Endglühdauer
    • Hp: Hollomon-Jaffe-Parameter Hp = TH (In(Ʈ) + 20) mit TH in K und Ʈ in h
  • Das Endglühen ist als letzter Schritt der Durchlaufglühung durch den vorbeschriebenen Hollomon-Jaffe-Parameter Hp beschrieben. Es wurden Laborversuche und großtechnische Versuche mit den in den Tabellen 2a und 2b angegebenen Temperatur-Zyklen durchgeführt und das erzeugte Stahlband anschließend im Hinblick auf mechanisch-technologische Kennwerte charakterisiert. Laborversuche beziehen sich jeweils auf den letzten Schritt des Endglühens nach Erreichen von T0 und wurden an zuvor großtechnisch erzeugtem Stahlband in einer Durchlaufglühe im Labormaßstab simuliert, um die Abhängigkeit der finalen Eigenschaften vom Hp-Wert zu ermitteln.
  • In einer nachfolgenden Tabelle 3 - aufgeteilt in Tabelle 3a und 3b - sind mechanische Kennwerte in Längsrichtung (Walzrichtung) der Referenzstähle A I und B II und erfindungsgemäßen Beispielstähle CIII, DIV, Dv, EVI, FVII und GVIII vor und nach dem Endglühen sowie die relative Änderung der Rp0,2-Dehngrenze durch das Endglühen bei entsprechendem Hp-Wert angegeben. Die folgenden mechanischen Kennwerte sind in den Tabellen 3a und 3b aufgeführt:
    • Rp0,2 0 : Dehngrenze vor der Endglühung
    • Rm 0: Zugfestigkeit vor der Endglühung
    • A80 0 : Bruchdehnung vor der Endglühung
    • Rp0,2 f: Dehngrenze nach vollständigem Temperaturzyklus
    • Rm f : Zugfestigkeit nach vollständigem Temperaturzyklus
    • Rp0,2 f/Rmf: Dehngrenzenverhältnis nach vollständigem Temperaturzyklus
    • A80 f: Bruchdehnung nach vollständigem Temperaturzyklus
    • ΔRP0,2: Änderung der Dehngrenze durch Endglühung
    • ΔRm : Änderung der Zugfestigkeit durch Endglühung
    • ΔRp0,2/ Rp0,2 0: Relative Erhöhung der Dehngrenze durch Endglühung
  • Hierbei besitzen die Referenzstähle und die erfindungsgemäßen Beispielstähle vor dem Endglühen eine vergleichbare Rp0,2-Dehngrenze (Rp0,2 0). Je nach Temperatur-Zyklus können beim erfindungsgemäßen Beispielstahl ein Dehngrenzenverhältnis Rp0,2 f/Rm f von 0,93 erreicht werden (siehe beispielsweise Temperatur-Zyklus IIIa). Dabei behält der erfindungsgemäße Beispielstahl eine hohe Bruchdehnung von > 9 %. Zum Erreichen einer hohen Dehngrenze sind hohe Hp-Werte erforderlich (siehe 1). Zu geringe Hp-Werte führen zu keiner nennenswerten Erhöhung der Dehngrenze; z. B. bei Temperatur-Zyklus IIIf mit einer Erhöhung von nur 1 % bei Hp = 6,5 (Tabelle 2). Die Zugfestigkeit der erfindungsgemäßen Stähle steigt ebenfalls durch das Endglühen an, so dass eine finale Zugfestigkeit Rm f von > 920 MPa erreicht wird, was deutlich höher ist als die Zugfestigkeit Rm f der Referenzstähle A I und B II . Hierbei sind die nach den Temperatur-Zyklen IIIf, IVe, Vg, Vh behandelten Beispielstähle CIII, DIV und DV als nicht erfinderisch bewertet worden, da der Hp-Wert kleiner oder gleich 7,5 ist und die Erhöhung der Streckgrenze kleiner als 5 % ist.
  • In der 1 wird anhand eines Diagramms eine durch das erfindungsgemäße Endglühen erzielte relative Erhöhung der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlblechs in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters Hp dargestellt. Hierfür ist in einem x-/y-Diagramm ein Verhältnis Δ Rp0,2/Rp0,2 0 der Änderung der Rp0,2-Dehngrenze (Δ Rp0,2) des Stahlbandes durch das Endglühen zu der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen (Rp0,2 0) mit Werten von 0 bis 0,5 auf der y-Achse aufgetragen und der Hollomon-Jaffe-Parameters Hp = TH (In(Ʈ) + 20) [103] mit TH in K (maximale Endglühtemperatur nach Abkühlen auf die Unterkühlungstemperatur T0) und Ʈ in h mit Werten von 6 bis 11 [103] auf der x-Achse. Mittels des Hollomon-Jaffe-Parameters Hp können die Bedingungen des Endglühens über die Endglühdauer T und die maximale Endglühtemperatur TH charakterisiert werden. In dem Diagramm sind fünf Kurven eingezeichnet für den Referenzstahl AI mit der Temperatur-Zyklusgruppe la-f, für den Referenzstahl B II mit der Temperatur-Zyklusgruppe IIa-e, für den erfindungsgemäßen Beispielstahl CIII mit der Temperatur-Zyklusgruppe IIIa-f und die erfindungsgemäßen Beispielstähle DIV und DV mit den Temperatur-Zyklusgruppen IVa-e und Va-h. Die Kurven wurden anhand von Messdaten aus den Versuchen (siehe Tabelle 3) durch eine angepasste Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorow-Gleichung (siehe beispielsweise A. Kolmogoroff; Izv. Akad. Nauk SSSR Ser. Mat. 1 (1937) 355-359) gefittet, welche sowohl die Kinetik der Umwandlung der martensitischen tetragonal-raumzentrierten Phase in eine kubisch-raumzentrierte Phase beschreibt, als auch den damit verbundenen gleichzeitigen Anstieg der Dehngrenze während der Glühbehandlung. Der Referenzstahl AI, prozessiert über den Temperatur-Zyklus I, zeigt den geringsten Anstieg der Dehngrenze mit ca. 20 % bei Hp = 11 × 103. Referenzstahl BII, prozessiert über den Temperatur-Zyklus II, zeigt verglichen mit Referenzstahl A einen höheren relativen Anstieg der Dehngrenze, jedoch erst bei höheren Hp-Werten ab 9 × 103. Höhere Hp-Werte sind im Hinblick auf die technische Umsetzung als schwieriger einzustufen, da höhere Endglühtemperaturen und/oder Endglühzeiten benötigt werden. Höhere Endglühtemperaturen können zu unerwünschten Änderungen einer Beschichtung führen, wohingegen höhere Endglühzeiten eine verringerte Produktivität bei der großtechnischen Erzeugung nach sich ziehen. Niedrigere Hp-Werte sind daher anzustreben.
  • Einen im Vergleich zu den Referenzstählen AI und BII wesentlich höheren Anstieg der Dehngrenze sind bei den erfindungsgemäßen Beispielstählen CIII, DIV und DV zu erkennen. Bei einem Hp-Wert von 9 × 103 beträgt der Anstieg der Rp0,2-Dehngrenze für Stahl CIII, prozessiert über Temperatur-Zyklus Illa-f, für Stahl DIV, prozessiert über Temperatur-Zyklus IVa-e, und für Stahl Dv, prozessiert über Temperatur-Zyklus Va-h bereits über 20 %, während die Referenzstähle A I und B II bei < 10 % liegen. Die erfindungsgemäßen Beispielstähle zeigen daher bereits bei geringeren Hp-Werten einen deutlichen Anstieg der Dehngrenze, was auf ihre Zusammensetzung, insbesondere den erhöhten Si-Gehalt, zurückgeht, wodurch Zementitausscheidungen vermieden werden und der für die Erhöhung der Dehngrenze notwendige Kohlenstoff gelöst bleibt. Obwohl der C-Gehalt der Referenzstähle A und B deutlich höher ist, fällt der Anstieg der Dehngrenze verglichen mit den erfindungsgemäßen Stählen wesentlich niedriger aus.
  • In Tabelle 4 sind die Gefügebestandteile für die Stähle AI-GVIII aufgeführt.
  • Die Gefügebestandteile wurden im Längsschliff senkrecht zur Walzoberfläche anhand von Messungen mittels Elektronenrückstreubeugung mit Hilfe des Kikuchi-Bandkontrastes sowie lichtoptischen Aufnahmen ermittelt. Es wurden zudem aus den Messungen mittels Elektronenrückstreubeugung die Korndurchmesser bestimmt, wobei ein Korn dadurch definiert ist, dass es eine Korngrenze mit einem Desorientierungswinkel von ≥ 15° (sogenannte Großwinkelkorngrenze - GWKG, siehe G. Gottstein, Physikalische Grundlagen der Materialkunde, Springer-Verlag Berlin Heidelberg, 2007) besitzt.
  • Das Gefüge der erfindungsgemäßen Stähle CIII-GVIII setzt sich zusammen aus < 60 % Ferrit, 30 bis 98 % Bainit und Martensit (frischer oder angelassener Martensit vor der Endglühung und angelassenem Martensit nach der Endglühung), wobei mindestens 1 % frischer Martensit vor der Endglühung vorliegt, sowie einem Gehalt an Restaustenit < 10 %, insbesondere < 5 %. Außerdem besitzt das Gefüge der erfindungsgemäßen Stähle CIII bis GVIII einen KG5-Kennwert < 0,4, bevorzugt < 0,3. Der KG5-Kennwert ändert sich bei der Endglühung nicht. Die zu den Gefügebestandteilen angegebenen Prozentangaben beziehen sich auf Flächenteile, die üblicherweise auch als Volumenanteile übernommen werden.
  • Vorliegend wird Martensit als angelassen definiert, wenn der frische Martensit nach seiner Entstehung mindestens bei einer Mindesttemperatur von 100 °C nachträglich noch einmal geglüht wurde. Die Mindesttemperatur von 100 °C entspricht dabei der Mindesttemperatur der erfindungsgemäßen Endglühung. Vorliegend wird der frische Martensit vor der Endglühung dann als angelassener Martensit nach der Endglühung verstanden. Frischer Martensit ist demnach ein Umwandlungsprodukt des Austenits, der bei einer Abkühlung entsteht und nicht angelassen wird.
  • Für den Referenzstahl A I ändern sich für die untersuchten, unterschiedlichen Temperatur-Zyklen der Endglühung das Gefüge im werkstofftechnischen Sinn nicht (Temperaturzyklus bis zur Endglühung ist identisch), daher gilt das angegebene Gefüge in Tabelle 4 für Stahl AI für alle Temperatur-Zyklen la-f. Gleiches gilt für die Gefügebestandteile der Stähle BII und DIV in Tabelle 4.
  • Wie zuvor beschrieben, erfordert ein erfindungsgemäßer Temperatur-Zyklus einen Hp Wert von > 7,5. Ein KGs-Wert von < 0,3 führt also nicht zwingend dazu, dass ein beliebiger Temperatur-Zyklus erfolgreich ist, stellt aber ein wichtiges Kriterium dar, damit die Endglühung ab Hp > 7,5 erfolgreich ist.
  • Der KG -Kennwert bezeichnet den Flächenanteil an Körnern mit einem 5 Äquivalentdurchmesser d=√(4A/π) > 5 µm wobei A die Fläche eines Korns ist, und einem Formfaktor F < 3.
  • Der Formfaktor wird als F = P / 4 π A
    Figure DE102020110319A1_0003
    berechnet, wobei P der Umfang und A die Fläche eines Korns ist. Runde Körner haben einen Formfaktor nahe 1 (globular), während langgezogene Körner oder Körner mit irregulären Korngrenzen einen höheren Formfaktor > 1 besitzen.
  • Der KGs-Wert ändert sich während der Endglühung nicht.
  • Durch die Einschränkung des Formfaktors auf F < 3, fallen stark langgezogene irreguläre Gefügebestandteile vom Walzprozess bei der Betrachtung der Korngrößen nicht ins Gewicht. Der KG5 -Kennwert korreliert damit mit groben Gefügebestandteilen, die sich bei der Abkühlung nach einer ersten Glühung neu ausbilden.
  • Für die Dehngrenze sind gerade die nach der ersten Glühung neu ausgebildeten Gefügebestandteile entscheidend, da durch die Bildung von frischem Martensit in diesen Bereichen die Dehngrenze herabgesenkt wird. Für eine erfolgreiche anschließende Endglühung und einen starken Anstieg/Wiederherstellung der Dehngrenze sind kurze Diffusionspfade notwendig, was eine möglichst geringe Korngröße und damit einen geringen KG5 -Kennwert < 0,4, bevorzugt < 0,3, voraussetzt.
  • Ein exemplarischer Vergleich der Gefügestruktur des Referenzstahls BII (linkes Gefügebild) mit einem KG5 -Kennwert von 0,58 und Beispielsstahl DIV (rechtes Gefügebild) mit einem KG5 -Kennwert von 0,1 ist in 2 gezeigt.
  • Körner mit einem Äquivalentdurchmesser d > 5 µm und Formfaktor F < 3 sind in 2 grau markiert, das restliche feine Gefüge ist weiß abgebildet. Vorteilhaft für die Erfindung ist ein möglichst geringer Anteil an grau dargestellten Körnern, was durch den KG5 - Kennwert wiedergegeben wird. Tabelle 1
    Nr. chemische Zusammensetzung (jeweils in Gewichts-%)
    C Si Mn P N Al Cr Mo Ti V Nb B
    AI 0,157 0,248 1,833 0,013 0,0068 0,045 0,390 0,005 0,002 0,005 0,015 <0,005
    BII 0,150 0,276 1,843 0,010 0,0060 0,044 0,334 0,001 0,004 0,003 0,015 <0,005
    CIII 0,105 0,488 2,154 0,011 0,0048 0,045 0,328 0,213 0,036 0,006 0,033 0,0005
    DIV, DV 0,103 0,473 2,163 0,014 0,0053 0,035 0,327 0,216 0,026 0,004 0,037 0,0003
    EV 0,099 0,453 2,131 0,008 0,0066 0,037 0,307 0,211 0,025 0,006 0,034 0,0005
    FVI 0,097 0,461 2,174 0,011 0,0071 0,046 0,322 0,217 0,029 0,005 0,034 0,0005
    GVII 0,098 0,489 2,194 0,013 0,0067 0,038 0,307 0,214 0,031 0,005 0,035 0,0004
    Tabelle 2a
    Temp.-Zyklus TIA (°C) tIA (s) Tm (°C) CR1 (K/s) TOA (°C) CR2 (K/s) tOA (s) THD (°C) T0 (°C) CR3 (K/s) TH (°C) T (s) Hp (1x103) Bemerkung
    Ia 840 270 760 2 410 16 81 460 20 5 290 168 9,5 Laborversuch
    Ib 260 168 9,0 Laborversuch
    Ic 230 168 8,5 Laborversuch
    Id 200 168 8,0 Laborversuch
    Ie 200 84 7,7 Laborversuch
    If 145 42 6,5 Laborversuch
    IIa 840 270 670 3 370 14 81 460 20 5 280 168 9,4 Laborversuch
    IIb 245 168 8,8 Laborversuch
    IIc 190 168 7,8 Laborversuch
    IId 190 84 7,5 Laborversuch
    IIe 130 42 6,3 Laborversuch
    IIIa 825 324 770 1 320 18 98 460 20 4 290 168 9,5 Laborversuch
    IIIb 290 84 9,1 Laborversuch
    IIIc 250 168 8,9 großtechnischer Versuch
    IIId 250 42 8,1 Laborversuch
    IIIe 200 84 7,7 Laborversuch
    IIIf 145 42 6,5 Laborversuch
    IIIg 860 324 785 1 320 18 98 460 20 4 250 168 8,9 großtechnischer Versuch
    IIIh 840 324 780 1 320 18 98 460 20 4 250 168 8,9 großtechnischer Versuch
    IIIi 815 324 770 1 320 18 98 460 20 4 250 168 8,9 großtechnischer Versuch
    Tabelle 2b
    Temp.-Zyklus TIA (°C) tIA (s) Tm (°C) CR1 (K/s) TOA (°C) CR2 (K/s) tOA (s) THD (°C) T0 (°C) CR3 (K/s) TH (°C) T (s) Hp (1x103) Bemerkung
    IVa 825 257 770 1 320 22 78 460 20 5 290 168 9,5 Laborversuch
    IVb 270 168 9,2 großtechnischer Versuch
    IVc 250 168 8,9 Laborversuch
    IVd 200 84 7,7 Laborversuch
    IVe 140 42 6,4 Laborversuch
    Va 815 190 770 2 320 30 57 460 20 7 330 84 9,8 Laborversuch
    Vb 270 168 9,2 Laborversuch
    Vc 250 136 8,7 Laborversuch
    Vd 240 112 8,5 Laborversuch
    Ve 210 168 8,2 Laborversuch
    Vf 210 84 7,8 Laborversuch
    Vg 190 84 7,5 Laborversuch
    Vh 170 42 6,9 Laborversuch
    VI 840 270 670 4 370 14 81 460 20 5 240 112 8,5 großtechnischer Versuch
    VII 820 202 710 3 330 24 61 460 20 6 230 120 8,4 großtechnischer Versuch
    VIII 825 324 770 1 320 18 98 460 20 4 250 168 8,9 großtechnischer Versuch
    Tabelle 3a
    Nr. Temp.-Zyklus Dicke [mm] Rp0,2 0 [MPa] Rm 0 [MPa] A80 0 [%] Rp0,2 f [MPa] Rm f [MPa] Rp0,2 f/ Rm f A80 f [%] ΔRp0,2 [MPa] ΔRm [MPa] ΔRp0,2 / Rp0,2 0 [%] Erfindung
    AI Ia 1,5 640 824 15,7 718 828 0,87 14,9 78 4 12 Nein
    Ib 700 828 0,85 14,9 60 4 9 Nein
    Ic 683 830 0,82 15,7 43 6 7 Nein
    Id 660 830 0,80 15,7 20 6 3 Nein
    le 654 829 0,79 15,8 14 5 2 Nein
    If 646 829 0,78 15,9 6 5 1 Nein
    BII IIa 1,7 569 828 16,7 655 829 0,79 16,4 86 1 15 Nein
    IIb 606 832 0,73 13,9 37 4 7 Nein
    IIIc 585 826 0,71 14,7 16 -2 3 Nein
    IId 575 823 0,70 16,6 6 -5 1 Nein
    IIe 574 827 0,69 14,8 5 -1 1 Nein
    CIII IIIa 1,5 720 1010 12,9 966 1040 0,93 10,1 246 30 34 Ja
    IIIb 961 1045 0,92 11,6 241 35 33 Ja
    IIIc 871 1031 0,84 12,6 151 21 21 Ja
    IIId 768 1018 0,75 11,8 48 8 7 Ja
    IIIe 763 1016 0,75 12,1 43 6 6 Ja
    IIIf 730 1016 0,72 11,6 10 6 1 Nein
    IIIg 707 949 13,8 806 963 0,84 12,6 99 14 14 Ja
    IIIh 706 990 13,6 850 1011 0,84 12,0 144 21 20 Ja
    IIIi 785 1088 11,1 921 1091 0,84 9,2 136 3 17 Ja
    Tabelle 3b
    Nr. Temp.-Zyklus Dicke [mm] Rp0,2 0 [MPa] Rm 0 [MPa] A80 0 [%] Rp0,2 f [MPa] Rm f [MPa] Rp0,2 f/ Rm f A80 f [%] ΔRp0,2 [MPa] ΔRm [MPa] ΔRp0,2 / Rp0,2 0 [%] Erfindung
    DIV IVa 1,2 693 994 12,5 910 1010 0,90 11,3 217 16 31 Ja
    IVb 856 1011 0,85 11,0 163 17 24 Ja
    IVc 822 1006 0,82 11,4 129 12 19 Ja
    IVd 735 995 0,74 11,7 42 1 6 Ja
    IVe 709 997 0,71 13,5 16 3 2 Nein
    Dv Va 1,0 689 1006 13,3 932 1022 0,91 10,9 243 16 35 Ja
    Vb 879 1023 0,86 11,9 190 17 28 Ja
    Vc 821 1020 0,80 11,3 132 14 19 Ja
    Vd 780 1015 0,77 12,6 91 9 13 Ja
    Ve 759 1008 0,75 13,7 70 2 10 Ja
    Vf 747 1008 0,74 13,8 58 2 8 Ja
    Vg 714 1008 0,71 13,4 25 2 4 Nein
    Vh 691 1007 0,69 13,8 2 1 0 Nein
    EVI VI 1,0 649 944 11,5 819 968 0,85 11,1 170 24 26 Ja
    FVII VII 1,2 616 915 14,3 745 932 0,80 12,5 129 17 21 Ja
    GVIII VIII 1,5 720 998 13,8 878 1010 0,87 12,5 158 12 22 Ja
    Tabelle 4
    Nr. Temp.zyklus Ferrit [%] Bainit + Martensit [%] Restaustenit [%] Anteil Körner (15° GWKG) mit Korndurchmesser > 5 µm und Formfaktor F < 3 KG5
    davon frischer Martensit vor Endglühung [%]
    AI Ia-f 3 96 1 1 0,49
    BII IIa-e 89 10 10 1 0,58
    CIII IIIg 8 90 7 2 0,14
    CIII IIIh 10 89 2 1 0,06
    CIII IIIi 28 72 7 < 1 0,16
    DIV IVa-e 32 68 10 < 1 0,1
    EVI VI 32 68 5 < 1 0,2
    FVII VII 37 63 7 < 1 0,17
    GVIII VIII 36 63 8 1 0,18
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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  • Zitierte Patentliteratur
    • DE 102012002079 A1 [0014]
    • DE 102015111177 A1 [0014]

Claims (31)

  1. Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge mit den folgenden Schritten: - Herstellen eines warm- oder kaltgewalzten Stahlbandes aus einem Stahl bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von 0,085 bis 0,149 Al: von 0,005 bis 0,1 Si: von 0,2 bis 0,75 Mn: 1,6 bis 2,9 P: ≤ 0,02 S: ≤ 0,005 sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Cr: 0,05 bis 0,5 Mo: 0,05 bis 0,5 Ti: 0,005 bis 0,060 Nb: 0,005 bis 0,060 V: 0,001 bis 0,060 B: 0,0001 bis 0,0060 N: 0,0001 bis 0,016 Ni: 0,01 bis 0,5 Cu: 0,01 bis 0,3 Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, - erstes Glühen, insbesondere einem Durchlaufglühen des Stahlbandes, insbesondere des kaltgewalzten Stahlbandes, bei einer Temperatur zwischen 750 °C bis einschließlich 950 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 1200 s, insbesondere von 50 s bis 650 s und anschließend erstes Abkühlen des Stahlbandes auf eine Temperatur zwischen 200 °C bis einschließlich 500 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 2 K/s bis 150 K/s, insbesondere von 5 K/s bis 100 K/s, - weiteres Abkühlen des Stahlbandes auf eine Unterkühlungstemperatur unterhalb von 100 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 50 K/s, - Endglühen, insbesondere Durchlaufglühen, des Stahlbandes mit einem Hollomon-Jaffe-Parameter Hp = TH * (In (Ʈ) +20) von > 7,5 × 103, wobei die maximale Temperatur TH in K 100 °C bis einschließlich 470 °C und die Gesamtdauer Ʈ in h 2 s bis einschließlich 1000 s beträgt - Endabkühlen des Stahlbandes auf Raumtemperatur mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 160 K/s, insbesondere von 1 K/s bis 30 K/s.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass ein Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes nach dem Endabkühlen gegenüber einem Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen um mindestens 5 %, insbesondere 10 %, ansteigt.
  3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes nach dem Endabkühlen gegenüber dem Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen um mindestens 5 % bis einschließlich 50 %, insbesondere bis einschließlich 40 %, ansteigt.
  4. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass ein mit einem Hollomon-Jaffe-Parameter Hp = 9 × 103 endgeglühtes und dann endabgekühltes Stahlband einen Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes nach dem Abkühlen hat, der um mindestens 15 % gegenüber dem Wert der Rp0,2-Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen ansteigt.
  5. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das endgeglühte und endabgekühlte Stahlband einen Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes nach dem Endabkühlen hat, der gegenüber einem Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes vor dem Endglühen angestiegen ist.
  6. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das endgeglühte und endabgekühlte Stahlband einen Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes nach dem Endabkühlen hat, der gegenüber einem Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes vor dem Endglühen erhalten ist.
  7. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das endgeglühte und endabgekühlte Stahlband eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 920 MPa und eine Dehngrenze Rp0,2 von mindestens 720 MPa hat.
  8. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband bei einer maximalen Temperatur TH und einer Gesamtdauer T endgeglüht wird, wobei 12 × 103 > Hp > 7,5 × 103, bevorzugt 10,5 × 103 > Hp > 8 × 103, gilt.
  9. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband bei einer maximalen Temperatur von oberhalb 200 °C endgeglüht wird.
  10. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband bei einer maximalen Temperatur von bis zu 400 °C endgeglüht wird.
  11. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband bei einer Gesamtdauer von 10 s bis 500 s endgeglüht wird.
  12. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband anschließend an das erste Glühen und dem ersten Abkühlen einem Zwischenglühen, insbesondere einem Durchlaufglühen, bei einer Temperatur zwischen 200 °C bis einschließlich 500 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 430 s unterzogen wird.
  13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband auf eine Unterkühlungstemperatur unterhalb von 50 °C abgekühlt wird.
  14. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband nach dem ersten Glühen und vor dem ersten Abkühlen auf eine Zwischentemperatur größer als 600 °C zwischenabgekühlt wird.
  15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 0,1 K/s bis 30 K/s über eine Zeit von 5 s bis 300 s zwischenabgekühlt wird.
  16. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 15, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband mehrstufig endgeglüht wird.
  17. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband im Zusammenhang mit einem Schmelztauchbeschichten des Stahlbandes zwischenglüht wird.
  18. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass das warm- oder kaltgewalzte Stahlband aus dem Stahl mit Zulegierung von Cr und Mo hergestellt wird, wobei Mn + Cr + 4 × Mo > 2,5 Gewichts-% und 0,1 Gewichts-% ≤ Mo ≤ 0,5 Gewichts-% gelten.
  19. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass das warm- oder kaltgewalzte Stahlband aus dem Stahl mit einem C-Gehalt von 0,085 bis 0,115 Gewichts-% hergestellt wird.
  20. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 19, dadurch gekennzeichnet, dass das warm- oder kaltgewalzte Stahlband aus dem Stahl mit einem Mn-Gehalt von 1,6 bis 2,6 Gewichts-% hergestellt wird.
  21. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 20, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband vor dem Endglühen mit einer Walzkraft F [N] > (0,5 × β), wobei β die Breite des Stahlbandes in mm ist, mit einem maximalen Abwalzgrad von 1,5 % dressiert wird.
  22. Stahlband mit einem Mehrphasengefüge bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von 0,085 bis 0,149 Al: von 0,005 bis 0,1 Si: von 0,2 bis 0,75 Mn: 1,6 bis 2,9 P: ≤ 0,02 S: ≤ 0,005 sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Cr: 0,05 bis 0,5 Mo: 0,05 bis 0,5 Ti: 0,005 bis 0,060 Nb: 0,005 bis 0,060 V: 0,001 bis 0,060 B: 0,0001 bis 0,0060 N: 0,0001 bis 0,016 Ni: 0,01 bis 0,5 Cu: 0,01 bis 0,3 Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband ein Produkt aus Rp0,2-Dehngrenze und Bruchdehnung A80 von größer als 5600 MPa %, insbesondere von größer als 7200 MPa %, aufweist.
  23. Stahlband hergestellt nach einem Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 21, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband ein Produkt aus Rp0,2-Dehngrenze und Bruchdehnung A80 von größer als 5600 MPa %, insbesondere von größer als 7200 MPa %, aufweist.
  24. Stahlband nach Anspruch 22 oder 23, dadurch gekennzeichnet, dass dem Stahl Cr und Mo zulegiert sind, wobei Mn + Cr + 4 × Mo > 2,5 Gewichts-% und 0,1 Gewichts-% ≤ Mo ≤ 0,5 Gewichts-% gelten.
  25. Stahlband nach einem oder mehreren der Ansprüche 22 bis 24, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband eine Mindestzugfestigkeit von 920 MPa, insbesondere 980 MPa, aufweist.
  26. Stahlband nach einem oder mehreren der Ansprüche 22 bis 25, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband einen Bake-Hardening-Wert BH2 von ≥ 25 MPa aufweist.
  27. Stahlband nach einem oder mehreren der Ansprüche 22 bis 26, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband einen Restaustenitgehalt von kleiner 10 %, insbesondere kleiner als 5 %, aufweist.
  28. Stahlband nach einem oder mehreren der Ansprüche 22 bis 27, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband ein Verhältnis der Rp0,2-Dehngrenze des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbandes zu der Zugfestigkeit Rm des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbandes von größer als 0,68 bis einschließlich 0,97 aufweist.
  29. Stahlband nach einem oder mehreren der Ansprüche 22 bis 28, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbands folgende Zusammensetzung aufweist: Ferrit: kleiner als 60 %, Bainit + Martensit: 30 % bis 98 %, Restaustenit: kleiner als 10 %, insbesondere kleiner als 5 %.
  30. Stahlband nach Anspruch 29, dadurch gekennzeichnet, dass in dem Gefüge mindestens 1 % frischer Martensit vor der Endglühung vorliegen.
  31. Stahlband nach einem oder mehreren der Ansprüche 22 bis 30, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbandes einen KG5-Kennwert kleiner als 0,4, insbesondere kleiner als 0,3, aufweist.
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