DE102022132188A1

DE102022132188A1 - Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachproduktes mit einem Mehrphasengefüge und entsprechendes hochfestes Stahlflachprodukt

Info

Publication number: DE102022132188A1
Application number: DE102022132188.6A
Authority: DE
Inventors: Norbert Kwiaton; Konstantin Molodov
Original assignee: Salzgitter Flachstahl GmbH
Current assignee: Salzgitter Flachstahl GmbH
Priority date: 2022-12-05
Filing date: 2022-12-05
Publication date: 2024-06-06
Also published as: WO2024120962A1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachproduktes mit einer Rm-Zugfestigkeit von mindestes 700 MPa auf Basis eines kaltgewalzten und durchlaufgeglühten Stahlbandes, welches ein Mehrphasengefüge aufweist, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:(i) Herstellen eines warmgewalzten Stahlbandes, bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von ≥ 0,13 bis ≤ 0,20, Mn: von ≥ 1,40 bis ≤ 2,40, Al: von ≥ 0,06 bis ≤ 0,60, Si: von ≥ 0,03 bis ≤ 0,70, Mo: < 0,10, Nb: von ≥ 0, 01 bis ≤ 0,1, P: < 0,02, S: < 0,05, Ca: ≤ 0,004, B: ≤ 0,001, Cr: ≤ 0,50, Ni: ≤ 0,10, Cu: ≤ 0,10, sowie optional eines oder mehrere Elemente aus: N: ≥ 0,001 bis ≤ 0,10, Ti: ≥ 0,01 bis ≤ 0,10, V: ≥ 0,01 bis ≤ 0,20, Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, wobei die Summe der Anteile in Gewichts-% von Si und AI in einem Bereich von ≥ 0,60 bis ≤ 1,20 liegt,(ii) Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbandes zu einem kaltgewalzten Stahlband,(iii) nachfolgend Durchlaufglühen des kaltgewalzten Stahlbandes, insbesondere im Rahmen eines kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozesses, bei einer maximalen Temperatur zwischen 750 °C bis einschließlich 950 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 1000 s,(iv) anschließend Abkühlung des durchlaufgeglühten, kaltgewalzten Stahlbandes in einer Stufe oder in mehreren Stufen auf eine Kühlstopptemperatur in einem Temperaturbereich von 250 °C bis 450 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate CR1von 0,5 bis 100 K/s und anschließendes Halten der Temperatur in dem Temperaturbereich von 250 °C bis 450 °C für 30 bis 600 s und sich optional anschließende Schmelztauchbeschichtung des kaltgewalzten Stahlbandes bei einer Temperatur zwischen 380 und 500 °C im Rahmen des kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozesses und(v) anschließend finale Abkühlung des durchlaufgeglühten, kaltgewalzten Stahlbandes mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 2 K/s bis 100 K/s auf Umgebungstemperatur zum Erstellen des hochfesten Stahlflachproduktes.Die Erfindung umfasst weiterhin ein entsprechendes hochfestes Stahlflachprodukt.

Description

Die vorliegende Erfindung geht aus von einem Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachproduktes mit einer R_m-Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa auf Basis eines kaltgewalzten und durchlaufgeglühten Stahlbandes.
Die vorliegende Erfindung geht weiterhin aus von einem entsprechenden hochfesten Stahlflachprodukt mit R_m-Zugfestigkeit von mindestens 700 MPa, welches ein Stahlband mit einem Mehrphasengefüge aufweist.
Das Dokument EP 3 663 425 A1 beschreibt ein entsprechendes Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachproduktes mit den folgenden Schritten: (i) Herstellen eines warmgewalzten Stahlbandes, (ii) Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbandes zu einem kaltgewalzten Stahlband, (iii) nachfolgend Durchlaufglühen des kaltgewalzten Stahlbandes im Rahmen eines kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozesses bei einer maximalen Temperatur zwischen 750 °C bis einschließlich 950 °C, (iv) anschließend Abkühlung des durchlaufgeglühten, kaltgewalzten Stahlbandes auf eine Kühlstopptemperatur in einem Temperaturbereich von 440 °C bis 470 °C und sich anschließende Schmelztauchbeschichtung des kaltgewalzten Stahlbandes bei einer Temperatur zwischen 430 °C und 480 °C im Rahmen des kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozesses und (v) anschließend finale Abkühlung des durchlaufgeglühten, kaltgewalzten Stahlbandes auf Umgebungstemperatur zum Erstellen des hochfesten Stahlflachproduktes. In einem der Beispiele weist das Stahlband eine Zusammensetzung der folgenden Elemente in Gewichts-% auf: C: 0,127, Mn: 1,53, AI: 0,011, Si: 0,67, Nb: 0,074, wobei die Summe der Anteile in Gewichts-% von Si und Al bei 0,68 liegt. Dieses Dokument beschreibt weiterhin das resultierende hochfeste Stahlflachprodukt in Form eines feuerverzinkten Stahlbandes. Die Zugfestigkeit dieses feuerverzinkten Stahlbandes liegt bei besagtem Beispiel über 800 MPa und das Stahlband hat ein Mehrphasengefüge, welches neben Bainit, angelassenem und frischem Martensit einen Anteil von über 80 Volumen-% Ferrit und maximal 2 Volumen-% Restaustenit enthält.
Bei hochfesten Dual- und Mehrphasenstählen nimmt die erreichbare Dehnung beziehungsweise Duktilität und damit die Umformbarkeit in der Regel mit steigender Festigkeitsklasse ab. Von der Automobilindustrie werden jedoch Stahlsorten nachgefragt, die bei hohen Festigkeiten immer noch eine hohe Umformbarkeit bieten, um der Anforderung an hohe Dehnung bei komplexen Umformoperationen gerecht zu werden. Diese hohe Umformbarkeit kann mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität erreicht werden. Dafür ist es notwendig einen ausreichenden Gehalt an Restaustenit im Gefüge einzustellen.
Durch einen höheren Gehalt an Si lässt sich ein Anteil von Restaustenit im Gefüge stabilisieren, wodurch höhere Dehnungen durch den bekannten TRIP-Effekt (TRIP: Transformation Induced Plasticity) erreicht werden. Durch Si wird jedoch bei einem zusätzlich gewünschten kontinuierlichen Verzinken die Verzinkbarkeit durch Beeinträchtigung der Verzinkungsreaktion beim Eintauchen des Stahlbandes in die Zinkschmelze deutlich verschlechtert. Bei hohen Gehalten an Si kann sich ebenfalls bereits im Warmband stark haftender Zunder bilden, der die Oberflächenqualität und Weiterverarbeitung erschwert. Teilweise lässt sich Si durch erhöhte Gehalte an AI substituieren, um Restaustenit zu stabilisieren. Zu hohe Gehalte an AI können allerdings nachteilig für die Heißduktilität bzw. Vergießbarkeit beim Stranggießen sein. Zudem erhöhen Si und AI die Ac3-Umwandlungstemperatur, sodass beim kontinuierlichen Verzinken hohe Glühtemperaturen notwendig sind, die aus Prozess- und Kostengründen zu vermeiden sind. Die Summe der Anteile von Si + AI sollte daher so gering wie möglich sein, wenn ein feuerverzinktes Stahlband erzeugt wird. Geringe Gehalte von Si und AI in Summe sind ebenfalls vorteilhaft zur Vermeidung von Flüssigmetallversprödung.
Neben der Wirkung von Si und AI beschreibt die Patentschrift EP 2 831 299 B2 die vorteilhafte Nutzung von Cr in Kombination mit Si und Al, um höhere Gehalte an Restaustenit zu erzeugen mit einem Mindestgehalt an Si + 0,8Al + Cr von 1,4 Gewichts-% für 5 - 20 Volumen-% Restaustenit. Neben hohen Kosten und Einschränkung bei der Schweißeignung hat ein hoher Gehalt an er jedoch den Nachteil, dass bei üblicher Prozessführung das Warmband wegen gesteigerter Einhärtbarkeit zu fest werden kann, um es anschließend zu einem Kaltband kaltwalzen zu können. Durch die Erhöhung der Einhärtbarkeit hat Cr ebenfalls große Auswirkung auf die Gefügeentwicklung beim kontinuierlichen Glühen. Cr kann daher nicht beliebig hoch zulegiert werden, wenn ein bestimmtes Zielgefüge eingestellt werden soll. Ein überwiegend bainitisches Grundgefüge erfordert mit steigendem Cr-Gehalt eine längere Überalterungszone in der kontinuierlichen Feuerverzinkung, was nicht immer großtechnisch realisierbar ist.
Das Dokument JP 2001 303226 A beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachproduktes in Form eines feuerverzinkten und anschließend geglühten Stahlbandes („galvannealed steel sheet“) auf Basis eines Stahlbandes, bestehend aus den folgenden Elemente in Gewichts-%: C: 0,05 bis 0,20, Si: 0,02 bis 1,50, Mn: 0,50 bis 3,0, P: 0,10 oder weniger, Al: 0,05 bis 2,0, Ti und/oder Nb in einem Bereich von 0,007 bis 0,25, Nb: 0,005 bis 0,25 und Ti (%) +2 Nb (%): 0,30 (%) oder weniger, Rest Eisen und übliche stahlbegleitende Elemente. In einem der Beispiele weist das Stahlband eine Zusammensetzung der folgenden Elemente in Gewichts-% auf: C: 0,20, Mn: 2,00, Al: 0,10, Si: 0,43, Nb: 0,060, Ti: 0,050, P: 0,010, S: 0,003 und N: 0,005, Rest Eisen und übliche stahlbegleitende Elemente, wobei die Summe der Anteile in Gewichts-% von Si und AI dementsprechend bei 0,53 liegt. Das resultierende Stahlflachprodukt besitzt in diesem Beispiel eine Zugfestigkeit unterhalb von 700 MPa und das Gefüge des Stahlbandes weist einen Austenitgehalt von nur 2 Volumen-% auf.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachproduktes sowie ein entsprechendes hochfestes Stahlflachprodukt bereitzustellen, bei denen das hochfeste Stahlflachprodukt insgesamt eine hohe Festigkeit in Kombination mit einer hohen Gleichmaßdehnung beziehungsweise Umformbarkeit aufweist.
Die Aufgabe wird durch die Gegenstände der unabhängigen Patentansprüche gelöst. Vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung ergeben sich durch die Merkmale der Unteransprüche.
Bei dem erfindungsgenäßen Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachproduktes mit einer R_m-Zugfestigkeit von mindestes 700 MPa auf Basis eines kaltgewalzten und durchlaufgeglühten Stahlbandes, welches ein Mehrphasengefüge aufweist, ist vorgesehen, dass das Verfahren die folgenden Schritte umfasst:

(i) Herstellen eines warmgewalzten Stahlbandes, bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von ≥ 0,13 bis ≤ 0,20, Mn: von ≥ 1,40 bis ≤ 2,40, Al: von ≥ 0,06 bis ≤ 0,60, Si: von ≥ 0,03 bis ≤ 0,70, Mo: < 0,10, Nb: von ≥ 0, 01 bis ≤ 0,10, P: < 0,02, S: < 0,05, Ca: ≤ 0,004, B: ≤ 0,001, Cr: ≤ 0,50, Ni: ≤ 0,10, Cu: ≤ 0,10, sowie optional eines oder mehrere Elemente aus: N: ≥ 0,001 bis ≤ 0,10, Ti: ≥ 0,01 bis ≤ 0,10, V: ≥ 0,01 bis ≤ 0,20, Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, wobei die Summe der Anteile in Gewichts-% von Si und AI in einem Bereich von ≥ 0,60 bis ≤ 1,20 liegt,
(ii) Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbandes zu einem kaltgewalzten Stahlband,
(iii) nachfolgend Durchlaufglühen des kaltgewalzten Stahlbandes, insbesondere im Rahmen eines kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozesses, bei einer maximalen Temperatur zwischen 750 °C bis einschließlich 950 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 1000 s,
(iv) anschließend Abkühlung des durchlaufgeglühten, kaltgewalzten Stahlbandes in einer Stufe oder in mehreren Stufen auf eine Kühlstopptemperatur in einem Temperaturbereich von 250 °C bis 450 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate CR₁ von 0,5 bis 100 K/s und anschließendes Halten der Temperatur in dem Temperaturbereich von 250 °C bis 450 °C für 30 bis 600 s und sich optional anschließende Schmelztauchbeschichtung des kaltgewalzten Stahlbandes bei einer Temperatur zwischen 380 und 500 °C im Rahmen des kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozesses und
(v) anschließend finale Abkühlung des durchlaufgeglühten, kaltgewalzten Stahlbandes mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 2 K/s bis 100 K/s auf Umgebungstemperatur zum Erstellen des hochfesten Stahlflachproduktes. Unter der Umgebungstemperatur Tsoll im Rahmen der vorliegenden Erfindung eine Temperatur von 60 °C oder weniger zu verstehen sein.

Für die hier beschriebene Zusammensetzung des Stahlbandes, bei dem die Summe der Anteile von Si und AI auf 1,20 Gewichts-% beschränkt ist, ergibt sich durch die genannten Herstellungsschritte und -parameter ein hochfestes Stahlflachprodukt, welches sich dennoch gut umformen lässt. Diese Eigenschaften werden im Rahmen der vorliegenden Erfindung quantitativ an einer R_m-Zugfestigkeit von mindestes 700 MPa und einem Produkt aus R_m-Zugfestigkeit und Gleichmaßdehnung A_g festgemacht, das im Bereich zwischen 9000 und 14000 MPa % liegt. Dass diese Eigenschaften beim Stahlflachprodukt so zuverlässig erreicht werden, liegt vor allem daran, dass sich - für die besagte Zusammensetzung - durch die Wahl einer verhältnismäßig niedrigen Kühlstopptemperatur ein Mehrphasengefüge einstellt, bei dem der Restaustenit-Anteil zwischen 5 Volumen-% und 15 Volumen-% liegt.
Da bei der beschriebenen Zusammensetzung des Stahlbandes die Summe der Anteile von Si und AI auf 1,20 Gewichts-% beschränkt ist, ergeben sich weiterhin die folgenden positiven Eigenschaften: verhältnismäßig gute Verzinkbarkeit, Oberflächenqualität, Bearbeitbarkeit bei der Herstellung des Stahlflachprodukts, Weiterverarbeitbarkeit des erstellten Stahlflachprodukts, etc.
An dieser Stelle sei darauf hingewiesen, dass die Schritte (iii) - (v) im Zusammenhang mit einem kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozess ein sogenanntes „galvanealing“ ausschließt, da sich der finale Abkühlungsprozess des Schrittes (v) mit seiner Abkühlung auf die bei maximal 60 °C liegende Umgebungstemperatur unmittelbar an den Schmelztauchbeschichtungsprozess des Schrittes (iv) anschließt. Weiterhin sei darauf hingewiesen, dass die Begriffe Kühlstopptemperatur und Kühlungstemperatur TC synonym verwendet werden.
Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung ist vorgesehen, dass die Kühlstopptemperatur, auf die das kaltgewalzte Stahlband (bei Schritt (iv)) abgekühlt wird, in einem Temperaturbereich von 250 °C bis 400 °C, bevorzugt in einem Temperaturbereich von 250 °C bis 350 °C liegt. Eine Kühlstopptemperatur in diesen Temperaturbereichen sorgt dafür, dass sich beim Stahlband des Stahlflachprodukts ein Restaustenit-Gehalt von 5 Volumen-% und 15 Volumen-% im Gefüge verlässlich einstellt.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform der Erfindung erfolgt die Abkühlung des kaltgewalzten Stahlbandes in mehreren Stufen über mindestens eine Zwischentemperatur in einem Temperaturbereich von 620 bis 760 °C erfolgt. Eine solche mehrstufige Abkühlung erlaubt die Enstellung des Ferritgehaltes im Gefüge und ermöglicht so eine gezielte Einstellung der Festigkeit.
Bezüglich des Kaltwalzens des warmgewalzten Stahlbandes ist mit Vorteil vorgesehen, dass diese Kaltwalzen mit einem Kaltwalzgrad kleiner 80% erfolgt. Ein höherer Kaltwalzgrad erfordert derart hohe Umformkräfte, dass die Gefahr eines Reißens des Bandes beim Kaltwalzen besteht.
Gemäß noch einer weiteren bevorzugten Ausführungsform der Erfindung ist vorgesehen, dass zur Einstellung einer gewünschten Rauheit des Stahlflachprodukts ein Dressieren des kaltgewalzten Stahlbandes und/oder zur Einstellung einer gewünschten Streckgrenze ein Streckbiegerichten des kaltgewalzten Stahlbandes mit einem resultierenden Gesamtumformungsgrad bis maximal 1 % erfolgt. Höherer Umformgrade würden den Anteil an Restaustenit im Gefüge reduzieren da durch die Umformung bereits ein Teil des Trip-Effektes ausgelöste wird, was nicht erwünscht ist.
Zum Herstellen des warmgewalzten Stahlbandes wird insbesondere wie folgt vorgegangen:

(i) Erwärmen eines Blocks oder einer Bramme mit der für das warmgewalzte Stahlband angegebenen Zusammensetzung auf eine Temperatur oberhalb von 1100 °C,
(ii) anschließendes Warmwalzen des Blocks oder der Bramme oberhalb einer Temperatur von 800 °C zu dem warmgewalzten Stahlband und
(iii) Aufwickeln des warmgewalzten Stahlbandes bei einer Temperatur zwischen 480 C und 750 °C.

Bevorzugt ist weiterhin vorgesehen, dass beim resultierenden hochfesten Stahlflachprodukt das Mehrphasengefüge des Stahlbandes neben Bainit, angelassenem, selbstangelassenem und frischem Martensit einen Anteil von 20 Volumen-% bis 80 Volumen-% Ferrit und zwischen 5 Volumen-% und 15 Volumen-% Restaustenit enthält.
Bei dem erfindungsgemäßen hochfesten Stahlflachprodukt mit einem Stahlband bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von ≥ 0,13 bis ≤ 0,20, Mn: von ≥ 1,40 bis ≤ 2,40, Al: von ≥ 0,06 bis ≤ 0,60, Si: von ≥ 0,03 bis ≤ 0,70, Mo: < 0,10, Nb: von ≥ 0, 01 bis ≤ 0,10, P: < 0,02, S: < 0,05, Ca: ≤ 0,004, B: ≤ 0,001, Cr: ≤ 0,50, Ni: ≤ 0,10, Cu: ≤ 0,10, sowie optional einem oder mehreren der Elemente aus: N: ≥ 0,001 bis ≤ 0,10, Ti: ≥ 0,01 bis ≤ 0,10 und V: ≥ 0,01 bis ≤ 0,20, Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, wobei die Summe der Anteile in Gewichts-% von Si und AI in einem Bereich von ≥ 0,60 bis ≤ 1,20 % liegt ist vorgesehen, dass dieses Stahlband weiterhin ein Mehrphasengefüge aufweist, welches neben Bainit, angelassenem und frischem Martensit einen Anteil von 20 Volumen-% bis 80 Volumen-% Ferrit und zwischen 5 Volumen-% und 15 Volumen-% Restaustenit enthält, wobei das Stahlflachprodukt weiterhin folgende Eigenschaften aufweist: eine R_m-Zugfestigkeit von mindestes 700 MPa und ein Produkt aus R_m-Zugfestigkeit und Gleichmaßdehnung A_g, das im Bereich zwischen 9000 und 14000 MPa % liegt.
Dieses Stahlflachprodukt ist einerseits hochfest und lässt sich dennoch recht gut umformen. Diese Eigenschaften werden im Rahmen der vorliegenden Erfindung quantitativ an einer R_m-Zugfestigkeit von mindestes 700 MPa und einem Produkt aus R_m-Zugfestigkeit und Gleichmaßdehnung A_g festgemacht, das im Bereich zwischen 9000 und 14000 MPa % liegt. Da bei der beschriebenen Zusammensetzung des Stahlbandes die Summe der Anteile von Si und Al auf 1,2 Gewichts-% beschränkt ist, ergeben sich weiterhin die folgenden positiven Eigenschaften: verhältnismäßig gute Verzinkbarkeit, Oberflächenqualität, Bearbeitbarkeit bei der Herstellung des Stahlflachprodukts, Weiterverarbeitbarkeit des erstellten Stahlflachprodukts, etc.
Dieses hochfeste Stahlflachprodukt ist dabei insbesondere mittels des vorstehend genannten Verfahrens hergestellt.
Bei dem erfindungsgemäßen hochfesten Stahlflachprodukt ist gemäß einer bevorzugten Ausgestaltung vorgesehen, dass das Gefüge des Stahlbandes einen Ferritanteil von 40 bis 80 Volumen-% aufweist. Durch die eingeschränkten Gehalte an Ferrit lassen sich Festigkeit und Dehnungswerte zuverlässig einstellen.
Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausgestaltung der Erfindung weist das Stahlflachprodukt einen durch einen Schmelztauchbeschichtungs-Prozess erstellen zinkbasierten Überzug auf dem Stahlband auf. Dies führt zu einer besseren Korrosionsbeständigkeit und ist weitgehend Standard im Automobilbau.
Schließlich ist mit Vorteil vorgesehen, dass das Produkt aus R_m-Zugfestigkeit und Gleichmaßdehnung A_g zwischen 10000 und 14000 MPa % liegt. Dies wird durch eine Erfindungsgemäße Analyse und eine Fahrweise mit geeigneter Unterkühlung erreicht.
Im Folgenden soll die Bedeutung der einzelnen Legierungselemente im Stahl beschrieben werden. 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 nun 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. 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 und es ermöglicht, höhere Gehalte an Restaustenit bei Raumtemperatur im Gefüge zu stabilisieren. Mit steigendem zwangsgelösten Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase. Um eine ausreichende Festigkeit und Gehalte an Restaustenit sicherzustellen, wird deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,13 Gewichts-% festgelegt. Zu hohe Gehalte an C erweisen sich ebenfalls üblicherweise als nachteilig für die Schweißeignung und Flüssigmetallversprödung, desweiteren führen sie zu hohenen Festigkeiten und reduziert die Löslichkeit von Mirktoliegierungselementen wie Ti, V und Nb. Aus diesen Gründen ist derder maximale C-Gehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf 0,20 Gewichts-% begrenzt.
Aluminium (Al) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Dabei entstehen Aluminiumoxide und Aluminiumnitride. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie Festigkeitswerte steigern. In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichenden Mengen an 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 weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion als Si ist. Al kann allerdings nachteilig für die Heißduktilität bzw. Vergießbarkeit beim Stranggießen sein. Al bewirkt ebenfalls eine unerwünschte Erhöhung der Ac3-Umwandlungstemperatur. Der Al-Gehalt wird deshalb auf den Bereich von 0,06 Gewichts-% bis maximal 0,60 Gewichts-% begrenzt. Insbesondere kann der Gehalt an Al auf maximal 0,50 Gewichts-% begrenzt werden, um schädliche AIN Ausscheidungen zu vermeiden, die zur AIN-Versprödung führen können. Um jedoch die erforderlichen Gehalte an Silizium gering zu halten und durch Aluminium zu substituieren ist bevorzugt ein Gehalt größer 0,20 Gewichts-% vorgesehen.
Silizium (Si) erhöht 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 Ferrit vor dem Abschrecken 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 0,03 Gewichts-% und der maximale Si-Gehalt auf 0,70 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 1,40 Gewichts-% bis 2,40 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. Durch Verlangsamung der C-Diffusion kann Mo jedoch auch der Anreicherung des Kohlenstoffs im Restaustenit entgegenwirken. Hohe Gehalte an Mo führen zudem zu einer hohen Festigkeit des Warmbands, wodurch die Kaltwalzbarkeit negativ beeinträchtigt wird. Aus diesen Gründen wird der Mo-Gehalt auf bis zu 0,10 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 bis 0,50 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 0,10 Gewichts-% begrenzt.
Nickel (Ni): Durch Nickel kann die Zugfestigkeit und Einhärtbarkeit erhöht werden. In Verbindung mit Sauerstoff kann Nickel jedoch an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der optionale Gehalt an Nickel ist deshalb auf 0,10 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 Vanadium, Titan, Niob und Bor. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide bzw. Nitride.
Niob (Nb) bewirkt üblicherweise eine starke Kornfeinung, da es am effektivsten von allen Mikrolegierungselementen eine Verzögerung der Rekristallisation bewirkt und zudem das Austenitkornwachstum hemmt. Ein weiterer Effekt des Niobs ist die Verzögerung der α-/γ-Umwandlung und das Absenken der Martensitstarttemperatur im gelösten Zustand. 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. Wie zuvor beschrieben, wurde beim erfindungsgemäßen schmelztauchbeschichteten Stahlband festgestellt, dass durch Nb höherer Gehalte an Restaustenit stabilisiert werden können. Die besondere Wirkung von Nb beim erfindungsgemäßen Stahl wird im Weiteren näher erläutert werden. Der Nb-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,01 bis 0,10 Gewichts-% begrenzt.
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. Titan wirkt ebenfalls unterstützend bei der Vermeidung von schädlichen AIN Ausscheidungen, die beim vorliegenden erfindungsgemäßen Stahl durch die vergleichsweise hohen Gehalten an AI zur AIN-Versprödung führen können. 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 bis 0,05 Gewichts-% auf.
Vanadium (V): Die Carbid- und auch die Nitridbildung von Vanadium setzt erst ab Temperaturen um 1000 ° C bzw. noch nach der α/γ-Umwandiung 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. Gelöst wirkt Vanadium aber auch umwandlungsverzögernd. 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 bis 0,20 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 Fe2B in 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 möglichst gering gehalten und als Begleitelement auf Werte bis 0,001 Gewichts-% begrenzt.
Im Folgenden werden Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung anhand der nachfolgenden Beispiele unter Bezugnahme auf die beiliegende Zeichnungen und Tabellen verdeutlicht. Dabei zeigt:

1 eine graphische Darstellung der Restaustenitgehalte für unterschiedliche Stahlflachprodukt-Proben in Abhängigkeit von den Kühlungstemperaturen nach einer Glühbehandlung bei der Herstellung dieser Stahlflachprodukt-Proben,
2 eine Raster-Elektronen-Mikroskop Aufnahme eines Bereichs einer Stahlflachprodukt-Probe gemäß einer Ausgestaltung der Erfindung,
3 die Ergebnisse eines Stufentests für einen erfindungsgemäßen Stahl mit 5 Wiederholversuchen in Form eine graphische Darstellung des Lastverlaufs der Belastung bei Bruch über der Zeitspanne bis zum Bruch und
4 den Einfluss der Unterkühlungstemperatur auf technologische Eigenschaften und Restaustenitgehalt in Abhängigkeit der Kühlungstemperatur am Beispiel einer ausgewählten Schmelze (Schmelze B3).

Kern der vorliegenden Erfindung ist die Erkenntnis, dass sich niedrige Kühlungstemperaturen TC, die auch Kühlstopptemperaturen genannt werden, vorteilhaft auf die Bildung von Restaustenit auswirken können. Die Verwendung niedriger Kühlungstemperaturen ermöglicht es auf höhere Gehalte von Si und Al zu verzichten und erlaubt es, deren Maximalgehalt auf 1,20 % zu beschränken, was Vorteile in Bezug auf Verzinkbarkeit, Oberflächenqualität, Bearbeitbarkeit bei der Herstellung des Stahlflachprodukts, Weiterverarbeitbarkeit des erstellten Stahlflachprodukts bringt.
Grundlage dieser Erkenntnis sind Untersuchungsreihen mit diversen sowohl aus Laborschmelzen als auch aus industriell hergestellten Schmelzen hergestellten Proben von Stahlflachprodukten. Details der Herstellung sowie der Untersuchungen dieser Proben sollen im Folgenden beschrieben werden.
An Kaltbandproben mit unterschiedlicher chemischer Analyse (Tabelle 1) wurden Glühbehandlungen durchgeführt. Dafür wurden die Proben mit 5 K/s auf 860 °C erwärmt und für 30 s gehalten. Anschließend erfolgt ein Abkühlen mit 10 K/s auf eine Kühlungstemperaturen TC zwischen 480 °C bis 300 °C. Bei dieser Temperatur wurden die Proben für 300 s gehalten und abschließend mit 10 K/s auf Raumtemperatur abgekühlt. An den Proben wurde der Restaustenitgehalt mittels Magnetisierungsjochs bestimmt. Alternativ kann der Anteil an Restaustenit auch mittels Röntgenbeugung oder mit Elektronenrückstreubeugung (Electron BackScatter Diffraction - EBSD) an elektropolierten Proben bestimmt werden.
Tabelle 2 fasst die Ergebnisse der Restaustenitmessungen bei den verschiedenen Kühlungstemperaturen TC zusammen, also Restaustenitgehalte (RA) für unterschiedliche Kühlungstemperaturen nach Glühbehandlung mit den Schritten: Erwärmen auf 860 °C, Abkühlung mit 10 K/s auf Kühlungstemperatur TC (Kühlstopptemperatur); Halten für 300 s und abschließende Abkühlung mit 10 K/s. Weiterhin die berechneten Werte („RA(max)-RA(min) Unterschied“ der Restaustenitgehalte im Bereich zwischen 480 °C und 350 °C und „RA₄₅₀-RA₃₅₀ Differenz“ der Restaustenitgehalte zwischen 450 und 350 °C). 1 zeigt diese Ergebnisse in einem Diagramm, bei dem der Restaustenitgehalt RA in Volumen-% über der Kühlungstemperatur TC aufgetragen ist. Die erfindungsgemäßen Beispiele sind dabei mit durchgehender Linie gekennzeichnet während die Vergleichsbespiele einen gestrichelten/gepunkteten Verlauf haben.
Wie 1 zeigt, steigt der Restaustenitgehalt RA dabei - entgegen den Erwartungen - mit niedrigen Kühlungstemperaturen TC an. Dies ist überraschend, da eigentlich ein Verlauf entsprechend den Gegenbeispielen erwartet wird. Das Maximum für den Restaustenitgehalt sollte bei Temperaturen um 450 °C liegen und anschließend mit niedrigeren Temperaturen absinken. Und sich so höchste Restaustenitgehalte im Bereich von 450 °C einstellen lassen.
Kennzeichnend für einen erfindungsgemäßen Verlauf ist:

• Bei 350 °C muss ein Restaustenitgehalt (RA) von mehr als 5 % vorliegen
• RA₄₅₀ - RA₃₅₀ < 0 % sein
• RA_max-RA_min > 3 % sein

Die Schmelzen L3, L6, L7, L9, L10 und L12 bis 15 zeigen den einen erfindungsgemäßen Verlauf, bei dem sich durch niedrige Unterkühlungstemperaturen höhere Gehalte an Restaustenit stabilisieren lassen.
Die Vergleichsbespiele L1 und L2 zeigen zwar einen erfindungsgemäßen Verlauf, jedoch bleibt der Restaustenitgehalt mit < 5 % bei 350 °C zu gering. Somit steht nicht ausreichend Restaustenit zu Verfügung um die Dehnungskennwerte ausreichend zu verbessern. Diese Güten besitzen einen zu geringen Kohlenstoffgehalt, um Restaustenit in ausreichender Menge zu stabilisieren. Der Kohlenstoffgehalt wird deshalb im Bereich von 0,13 bis 0,2 eingeschränkt. Höhere Kohlenstoffgehalte erhöhen zwar die Möglichkeit der Restaustenitbildung, jedoch steigt ebenfalls die Festigkeit durchsteigende Martensitgehalte.
Silizium und Aluminium wirken einzeln oder in Kombination der Bildung von Zementit entgegen und ermöglichen so die Anreicherung von Kohlenstoff im Austenit. Die Obergrenzen für Si und AI wurden einzeln mit 0,7 Si bzw. 0,6 AI festgelegt und sollte in Summe 1,2 % nicht überschreiten. Höhere Gehalte an Si verschlechtern insbesondere die Verzinkbarkeit, während zunehmende Gehalte an AI die Vergießbarkeit im Strangguss erschweren und zudem die notwendigen Temperaturen für die Austenitisierung stark erhöhen. Höhere Gehalte zeigen ebenfalls nicht mehr den in der Erfindung angegeben Effekt, dass sich durch eine tiefere Kühlungstemperatur höhere Gehalte an Restaustenit einstellen lassen. Schmelzen L5, L8 und L11 zeigen im gesamten Bereich (480 °C - 350 °C) hohe Restaustenitgehalte (RA_max-RA_min < 3 %). Da zum Erreichen von höheren Gehalten an Restaustenit Zugaben von Si und Aluminium erforderlich sind wurden Mindestmengen von Si mit 0,3% und AI 0,06 % festgesetzt. In Summe muss die Menge von Si+Al > 0,6 sein.
Molybdän schränkt die Diffusionsfähigkeit von Kohlenstoff massiv ein (L4), somit sind niedrige Kühlungstemperaturen nicht mehr nutzbar. Der Einsatz von Molybdän wird ausgeschlossen.
Cr erhöht die Härtbarkeit und verringert die Diffusionsfähigkeit von Kohlenstoff, dadurch verschiebt sich die optimale Kühlungstemperatur nach oben, bzw. zu längeren Zeiten. Cr erhöht die Stabilität über einen weiteren Kühlungstemperaturbereich. Cr-Gehalte bis 0,5 % können optional genutzt werden.
Vanadium wird als gelöstes Element hier verwendet und wirkt hier ebenfalls ähnlich wie Cr. Gehalte von bis zu 0,12 % können optional genutzt werden, um entsprechend hohe Restaustenitgehalt besser einstellen zu können.
Niob wurde in allen Fällen zulegiert, es ermöglicht eine feinere Mikrostruktur und so höhere Restaustenitgehalte. Der Niob Gehalte sollte im Bereich von 0,01 bis 0,05 % liegen.
Höhere Gehalte an Aluminium, wie sie auch im erfindungsgemäßen Stahl verwendet werden, können die Bildung von schädlichen plattenförmigen AIN an den primären Korngrenzen bei oder unmittelbar nach dem Strangguss nach sich ziehen, wodurch die Brammen rissanfällig werden (sog. AIN-Versprödung). Es wurde festgestellt, dass die Anzahl dieser schädlichen AIN Ausscheidungen im erfindungsgemäßen Stahl vermindert werden kann durch TiN und TiAIN Ausscheidungen, die für die Rissanfälligkeit unkritisch sind. TiN bilden sich teilweise bereits in der Schmelze und binden so den Stickstoff ab, bevor dieser mit AI zu AIN reagieren kann. So enthält der erfindungsgemäße Stahl zur Verminderung der Rissanfälligkeit der eingesetzten Brammen in vorteilhafter Ausführung TiN- und TiAIN-Ausscheidungen mit einem Durchmesser von > 0,5 µm in Summe in einem Flächenanteil von mindestens 1 µm2 / mm2 auf einer Messfläche von mindestens 100 mm2 in der Bramme vor der Wiedererwärmung. Da sich die TiN und TiAIN bei nachfolgenden Glühprozessen nicht mehr auflösen, lassen sie sich ebenfalls noch im schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlband nachweisen. Der Anteil der TiN und TiAIN kann quantitativ mittels energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDX) ermittelt werden.
Die Erzeugung des erfindungsgemäßen hochfesten Bandes aus höherfestem Mehrphasenstahls mit verbesserter Umformbarkeit durch Restaustenit erfolgt folgendermaßen:

Erzeugung von warmgewalztem Band unterschiedlicher Dicke im Bereich von 1,5 bis 6 mm, aus Brammen mit erfindungsgemäßer Zusammensetzung der Stahlchemie. Brammen werden erwärmt auf eine Temperatur > 1100 °C, vorzugsweise auf über 1200 °C und Karbid- und Nitridausscheidung weitestgehend aufzulösen. Die Umformung der Brammen erfolgt in mehreren Stufen in einem Temperaturbereich von 1250 °C bis 860 °C. Die Endwalztemperatur beträgt dabei beim Warmwalzen zwischen 860 und 960 °C und ist üblicherweise > 900 °C, um thermomechanisches Walzen und Gefügeinhomogenitäten zu vermeiden. Die Haspeltemperatur kann zwischen 480 und 750 °C betragen und ist üblicherweise > 600 °C, um ein überwiegend ferritisch-perlitisches Warmbandgefüge einzustellen.

Optionale Haubenglühung des Warmbandes bei einer maximalen Haltetemperatur zwischen 400 und 700 °C für eine Glühdauer von 12 h bis 6 Tagen, wobei die Glühdauer die Zeit zum Aufheizen und Abkühlen auf unter 50 °C einschließt. Vorrangig kann die Haubenglühung durchgeführt werden, wenn das Warmband bei Temperauren < 600 ° gehaspelt wurde, um den Widerstand beim Kaltwalzen zu verringern.
Beizen und Kaltwalzen des Warmbandes zu einem Kaltband, oder als Feinblech bezeichnet, auf eine Dicke von üblicherweise 0,5 mm bis 3 mm.
Durchlaufglühen des kaltgewalzten Bands bei einer Temperatur zwischen 750 und 950 °C, bevorzugt > 800 °C, um einen hohen Grad der Austenitisierung einzustellen. Anschließend erfolgt eine einstufige oder mehrstufige Abkühlung. Zumeist erfolgt eine mehrstufige Abkühlung auf eine Kühlungstemperatur, dabei können in den einzelnen Zonen Kühlraten von 0,5 bis 100 K/s verwendet werden.
Kühlungstemperaturen liegen im Bereich von 450 °C bis 250 °C. Vorzugsweise im Bereich von < 400 °C bzw. weiter vorteilhaft im Bereich ≤ 350 °C. Bei Haltezeiten bei dieser Temperatur von > 60 s.
Im Fall einer optionalen Schmelztauchveredlung ist ein Wiedererwärmen des Stahlbandes und Durchführung einer Schmelztauchveredelung auf einer Temperatur zwischen 400 °C und 500 °C erforderlich.
Danach erfolgt ein Abkühlen des Bandes auf < 60 °C.
Nachfolgend sind Dressier- und Richtvorgänge zur Verbesserung von Planheit und Oberfläche und um Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften insbesondere Rp_0,2-Dehngrenze zu nehmen möglich.
Referenzstähle und erfindungsgemäße Stähle: Tabelle 3 enthält die erhaltenen Eigenschaften für verschiedene Fahrweisen und Schmelzen entsprechend des vorangegangen vorgestellten Fertigung, inklusive der optionalen Schmelztauchbeschichtung, mit detaillierter Angabe zur finalen Glühbehandlung.
Mit der Vergleichsanalyse B2 ließen sich nur geringe Restaustenitgehalten < 5 % einstellen. Diese sind nicht geeignet ein entsprechend hohes Niveau von Dehnung und Zugfestigkeit einzustellen. Dadurch gekennzeichnet, dass das Produkt von Rm*Ag < 9000 MPa% bleibt und ein Restaustenitgehalt kleiner 5 % eingestellt wird.
Bei erfindungsgemäßen Stahlzusammensetzung mit Schmelze B1 lassen sich die gewünschten Eigenschaften mit verschiedenen Fahrweisen einstellen. Kühlungstemperaturen im Bereich von 450 °C und 340 °C liefern hier Restaustnitgehalte deutlich über 5 % und das Produkt von Zugfestigkeit (Rm) und Gleichmaßdehnung (Ag) liegt oberhalb von 10000 MPa%.
Mikrostruktur: Für Dualphasenstähle wir in der Regel von einem zweiphasigen Gefüge ausgegangen bestehend aus Ferrit und Martensit. Für die Eigenschaften sind jedoch auch die weiteren Bestandteile der Mikrostruktur von großer Bedeutung. Insbesondere der vorhanden Restaustenit ist entscheidend für eine verbesserte Umformbarkeit. Durch zusätzliche Aktivierung eines weiteren Umformmechanismus, der verformungsinduzierten Umwandlung (TRIP-Effekt) lässt sich ein gesteigertes Umformvermögen erreichen.
Die Bestimmung der Mikrostrukturbestandteile erfolgt an Längsschliffen bei ¼ Banddicke am Raster Elektronen Mikroskop. Die polierten Proben werden dafür mit Nital angeätzt. Die Phasenanteile wurden mittels Bildanalyseverfahren ausgewertet. Es wird unterschieden zwischen Martensit/Austenit-Phase und Ferrit bestehend aus polygonalen, quasipolygonalen und bainitischen Ferrit. Der im Gefüge enthaltene Restaustenit kann mittels Magnetisierungsjochs bestimmt werden. Als Martensit wird auch eine eventuelle harte Zweitphase des Bainits verstanden, auch wenn diese durch eventuelle Wiedererwärmungsvorgänge oder durch Umwandlungswärme angelassen wurde. Der Martensit schließt daher frischen, selbstangelassenen und angelassen Martensit ein.
2 zeigt die Mikrostruktur für einen erfindungsgemäßen Stahl Schmelze B1 nach Glühung 4. Im Beispiel sind 42 % Martensit und Austenit, davon sind nach der Bestimmung am Magnetjoch 8 % Austenit. Der restliche Anteil der Mikrostruktur besteht aus polygonalen, quasipolygonalen und bainitischen Ferrit mit einem Anteil von 58 %.
Wasserstoffversprödung: Erfindungsgemäßes Material der Schmelze B1 wurde geprüft hinsichtlich der Neigung zu wasserstoffinduzierten Sprödbruch untersucht. Die Prüfung erfolgte mittels Stufenversuch, bei diesem wird in einer korrosiven Umgebung eine steigende mechanische Last aufgebracht. 3 zeigt die Ergebnisse des Stufenversuchs für Stahl der Schmelze B1 in Form einer graphische Darstellung des Lastverlaufs der Belastung L bei Bruch (in %) über der Zeitspanne Z (in Stunden) bis zum Bruch, also in Form einer Lastkurve LC.
Die Prüfung erfolgte in Anlehnung an die VDA 238-200 mit gelaserten Proben. Die Proben wurden bei 170 °C für 20 min geglüht. Anschließend wird die maximal Kerbzugkraft FmK ermittelt. Der Stufenversuch erfolgt in einer aus wässriger 50+/- 5g /l NaCl-Prüflösung. Die Probe wird zunächst für 24 h mit 50 % FmK belastet. Anschließend wir die Last jeweils nach einer Stunde um 5% FmK erhöht, bis zum Bruch der Probe. Werden bei einer Probe 95% FmK für eine Stunde erreicht erfolgt anschließend eine Lasterhöhung bis zum Bruch.
Alle Proben erfüllten die Laststufe von 60 %. Dies zeigt, dass der Stahl über eine ausreichende Beständigkeit gegenüber wasserstoffinduzierten Sprödbruch verfügt. Zusammenfassende Darstellung der Ergebnisse in Tabelle 4und 3.

Die 4 zeigt den Einfluss der Unterkühlungstemperatur auf technologische Eigenschaften und Restaustenitgehalt für Schmelze B3 (Werte teilweise in der Tabelle) in Abhängigkeit der Kühlungstemperatur TC (Hier RCS). Durch Verringerung der Kühlungstemperatur lassen sich höhere Gehalte an Restaustenit einstellen. Zusätzlich wird ein Anstieg der Dehngrenze erreicht. Tabelle 1: Analysen der Labor- und Industriellenschmelzen (Angaben in Gewichts-%)

Schmelze	C	Si	AI	Mn	Cr	Mo	V	Nb	Ti	Si+AI	Erfindungsgemäß
L1	0,10	0,49	0,34	1,40	0,02			0,02		0,83	nein
L2	0,10	0,49	0,34	1,40	0,20			0,02		0,83	nein
L3	0,13	0,49	0,53	2,10	0,19			0,02		1,02	ja
L4	0,15	0,51	0,34	2,10	0,18	0,10		0,02		0,85	nein
L5	0,16	0,39	0,92	1,97	0,10			0,02		1,31	nein
L6	0,16	0,51	0,45	1,79	0,02			0,02		0,96	ja
L7	0,16	0,51	0,31	1,76	0,02			0,02		0,82	ja
L8	0,16	0,21	0,92	1,99	0,10			0,02		1,13	nein
L9	0,16	0,51	0,55	1,78	0,02			0,02		1,06	ja
L10	0,16	0,49	0,33	1,40	0,02		0,05	0,02		0,82	ja
L11	0,16	0,79	0,55	1,80	0,19			0,02		1 34	nein
L12	0,16	0,51	0,20	1,76	0,02			0,02		0,71	ja
L13	0,17	0,50	0,34	1,80	0,02		0,10	0,04		0,84	ja
L14	0,17	0,49	0,16	1,75	0,02			0,02		0,65	ja
L15	0,18	0,58	0,07	1,98	0,02			0,02		0,65	ja
B1	0,15	0,65	0,28	1,94	0,27	0,01	0,005	0,02	0,009	0,94	ja
B2	0,14	0,26	0,05	1,86	0,34	0,00	0,01	0,02		0,31	nein
B3	0,18	0,65	0,31	2,22	0,34	0,00	0,004	0,03	0,007	0,96	ja

Tabelle 2: Restaustenitgehalte (RA) für unterschiedliche Kühlungstemperaturen nach Glühbehandlung: Erwärmen auf 860 °C, Abkühlung mit 10 K/s auf Kühlungstemperatur, dort halten für 300 s und abschließender Abkühlung mit 10 K/s. Weiterhin die berechneten Werte (RA(max)-RA(min) Unterschied der Restaustenitgehalte im Bereich zwischen 480 °C und 350 °C) und RA450-RA350 Differenz der Restaustenitgehalte zwischen 450 °C und 350 °C)

Schmelze	Kühlungstemperatur TC in °C					RA(max)-RA(min)	RA₄₅₀-RA₃₅₀	Erfindungsgemäß
Schmelze	480	450	400	350	300	RA(max)-RA(min)	RA₄₅₀-RA₃₅₀	Erfindungsgemäß
L1	0	0	0	1,8	2,3	1,8	-1,8	nein
L2	0	1,3	1,6	2,9	7,8	2,9	-1,6	nein
L3	8,3	10,3	10,9	13,4	6,8	5,1	-3,1	ja
L4	5	14	10,7	10,2	6,7	9,0	3,8	nein
L5	12,2	11,4	10,7	12,7	8,5	2,0	-1,3	nein
L6	0,4	7,3		9,8	10,2	9,4	-2,5	ja
L7	0	5,9	8,5	11,7	8,4	11,7	-5,8	ja
L8	10,9	10,9		12,4	10,8	1,5	-1,5	nein
L9	1,4	10,4	9,5	10,6	11,3	9,2	-0,2	ja
L10	1,8	2,3	3,6	6,3	9	4,5	-4,0	ja
L11	8,8	11,3	9,9	11,7	6,7	2,9	-0,4	nein
L12	0	4,2		9,6	8,3	9,6	-5,4	ja
L13	12	7,6	12,6	20,8	10,2	13,2	-13,2	ja
L14	0	2,2	9,3	9,9	9,9	9,9	-7,7	ja
L15	1,59	8,39	10,71	10,97	8,76	9,4	-2,6	ja

Tabelle 4: Ergebnisse des Stufentest zu wasserstoffinduzierten Sprödbruch für Schmelze AN1 für 5 Wiederholungsproben.

Probennummer	1	2	3	4	5
pH Start	6,97	6,97	6,97	7,01	7,01
pH Ende	8,11	8,07	8,19	8,14	8,03
Versuchsdauer	26 h 15 min	25 h 42 min	26 h 11 min	26 h 6 min	26 h 20 min
bestandene Laststufe [% FmK]	65	60	65	65	65
Bruchlast [kN]	9,626	8,938	9,626	9,626	9,626
Oberfläche [cm²]	51,58	51,58	51,57	51,57	51,57
Volumen Lösung [mL]	350	350	350	350	350
Verhältnis [mL/cm²]	6,79	6,79	6,79	6,79	6,79

ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
Zitierte Patentliteratur

EP 3663425 A1 [0003]
EP 2831299 B2 [0006]
JP 2001303226 A [0007]

Claims

Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachproduktes mit einer R_m-Zugfestigkeit von mindestes 700 MPa auf Basis eines kaltgewalzten und durchlaufgeglühten Stahlbandes, welches ein Mehrphasengefüge aufweist, wobei das Verfahren die folgenden Schritte umfasst: - Herstellen eines warmgewalzten Stahlbandes, bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von ≥ 0,13 bis ≤ 0,20, Mn: von ≥ 1,40 bis ≤ 2,40, Al: von ≥ 0,06 bis ≤ 0,60, bevorzugt ≥ 0,20 bis ≤ 0,50 Si: von ≥ 0,03 bis ≤ 0,70, Mo: < 0,10, Nb: von ≥ 0, 01 bis ≤ 0,10, P: < 0,02, S: < 0,05, Ca: ≤ 0,004, B: ≤ 0,001, Cr: ≤ 0,50, Ni: ≤ 0,10, Cu: ≤ 0,10, sowie optional eines oder mehrere Elemente aus: N: ≥ 0,001 bis ≤ 0,10, Ti: ≤ 0,05, V: ≤ 0,20, Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, wobei die Summe der Anteile in Gewichts-% von Si und AI in einem Bereich von ≥ 0,60 bis ≤ 1,20 liegt - Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbandes zu einem kaltgewalzten Stahlband, - nachfolgend Durchlaufglühen des kaltgewalzten Stahlbandes, insbesondere im Rahmen eines kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozesses, bei einer maximalen Temperatur zwischen 750 °C bis einschließlich 950 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 1000 s, - anschließend Abkühlung des durchlaufgeglühten, kaltgewalzten Stahlbandes in einer Stufe oder in mehreren Stufen auf eine Kühlstopptemperatur in einem Temperaturbereich von 250 °C bis 450 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate CR₁ von 0,5 bis 100 K/s und anschließendes Halten der Temperatur in dem Temperaturbereich von 250 °C bis 450 °C für 30 bis 600 s und sich optional anschließende Schmelztauchbeschichtung des kaltgewalzten Stahlbandes bei einer Temperatur zwischen 380 °C und 500 °C im Rahmen des kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozesses und - anschließend finale Abkühlung des durchlaufgeglühten, kaltgewalzten Stahlbandes mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 2 K/s bis 100 K/s auf Umgebungstemperatur zum Erstellen des hochfesten Stahlflachproduktes.
Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Kühlstopptemperatur, auf die das kaltgewalzte Stahlband abgekühlt wird, in einem Temperaturbereich von 250 °C bis 400 °C, bevorzugt in einem Temperaturbereich von 250 °C bis 350 °C liegt.
Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlung des kaltgewalzten Stahlbandes in mehreren Stufen über mindestens eine Zwischentemperatur in einem Temperaturbereich von 620 °C bis 760 °C erfolgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbandes mit einem Kaltwalzgrad kleiner 80% erfolgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass - zur Einstellung einer gewünschten Rauheit des Stahlflachprodukts ein Dressieren des kaltgewalzten Stahlbandes und/oder - zur Einstellung einer gewünschten Streckgrenze ein Streckbiegerichten des kaltgewalzten Stahlbandes mit einem jeweilig resultierenden Gesamtumformungsgrad bis maximal 1 % erfolgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das warmgewalzte Stahlband vor dem Kaltwalzen einer Glühbehandlung unterzogen und/oder entzundert wird.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass zum Herstellen des warmgewalzten Stahlbandes wie folgt vorgegangen wird: - Erwärmen eines Blocks oder einer Bramme mit der in Anspruch 1 für das warmgewalzte Stahlband angegebenen Zusammensetzung auf eine Temperatur oberhalb von 1100 °C, - anschließendes Warmwalzen des Blocks oder der Bramme oberhalb einer Temperatur von 800 °C zu dem warmgewalzten Stahlband und - Aufwickeln des warmgewalzten Stahlbandes bei einer Temperatur zwischen 480 °C und 750 °C.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass beim resultierenden hochfesten Stahlflachprodukt das Mehrphasengefüge des Stahlbandes neben Bainit, angelassenem, selbstangelassenem und frischem Martensit einen Anteil von 20 Volumen-% bis 80 Volumen-% Ferrit und zwischen 5 Volumen-% und 15 Volumen-% Restaustenit enthält.
Hochfestes Stahlflachprodukt, insbesondere hergestellt per Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, mit einem Stahlband bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von ≥ 0,13 bis ≤ 0,20, Mn: von ≥ 1,40 bis ≤ 2,40, Al: von ≥ 0,06 bis ≤ 0,60, bevorzugt ≥ 0,20 bis ≤ 0,50 Si: von ≥ 0,03 bis ≤ 0,70, Mo: < 0,10, Nb: von ≥ 0, 01 bis ≤ 0,10, P: < 0,02, S: < 0,05, Ca: ≤ 0,004, B: ≤ 0,001, Cr: ≤ 0,50, Ni: ≤ 0,10, Cu: ≤ 0,10, sowie optional eines oder mehrere Elemente aus: N: ≥ 0,001 bis ≤ 0,10, Ti: ≤ 0,10, V: ≤ 0,20, Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, wobei die Summe der Anteile in Gewichts-% von Si und AI in einem Bereich von ≥ 0,60 bis ≤ 1,20 liegt und mit einem Mehrphasengefüge, welches neben Bainit, angelassenem und frischem Martensit einen Anteil von 20 Volumen-% bis 80 Volumen-% Ferrit und zwischen 5 Volumen-% und 15 Volumen-% Restaustenit enthält, wobei das Stahlflachprodukt weiterhin folgende Eigenschaften aufweist: eine R_m-Zugfestigkeit von mindestes 700 MPa und ein Produkt aus R_m-Zugfestigkeit und Gleichmaßdehnung A_g, das im Bereich zwischen 9000 und 14000 MPa % liegt.
Hochfestes Stahlflachprodukt nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge des Stahlbandes einen Ferritanteil von 40 bis 80 Volumen-% aufweist.
Hochfestes Stahlflachprodukt nach Anspruch 9 oder 10, gekennzeichnet durch einen durch einen Schmelztauchbeschichtungs-Prozess erstellen zinkbasierten Überzug auf dem Stahlband.
Hochfestes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass das Produkt aus R_m-Zugfestigkeit und Gleichmaßdehnung A_g zwischen 10000 und 14000 MPa % liegt.