EP3872206A1 - Verfahren zur herstellung eines nachbehandelten, kaltgewalzten stahlflachprodukts und nachbehandeltes, kaltgewalztes stahlflachprodukt - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines nachbehandelten, kaltgewalzten stahlflachprodukts und nachbehandeltes, kaltgewalztes stahlflachprodukt Download PDF

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EP3872206A1
EP3872206A1 EP21155199.9A EP21155199A EP3872206A1 EP 3872206 A1 EP3872206 A1 EP 3872206A1 EP 21155199 A EP21155199 A EP 21155199A EP 3872206 A1 EP3872206 A1 EP 3872206A1
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EP
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cold
flat steel
steel product
rolling
rolled flat
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Roland Sebald
Hans Ferkel
Karoline Schmidt
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ThyssenKrupp Steel Europe AG
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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a cold-rolled flat steel product which has been aftertreated to increase strength and has an increased yield strength and an increased tensile strength, as well as a method for its production.
  • Flat steel products of the type in question are rolled products obtained by cold rolling, such as steel strips or sheets, as well as blanks and blanks made therefrom.
  • High-strength flat steel products are becoming increasingly important, especially in the field of vehicle construction, as they enable the vehicle's own weight to be reduced and the payload to be increased.
  • a low weight not only contributes to the optimal use of the technical performance of the respective drive unit, but also supports resource efficiency, cost optimization and climate protection.
  • a decisive reduction in the dead weight of sheet steel constructions can be achieved by increasing the mechanical properties, in particular the strength of the flat steel product being processed.
  • a flat steel product consisting of a two-phase steel is known.
  • the flat steel product is manufactured by hot and cold rolling. After cold rolling, it undergoes additional heat treatment to increase the yield strength.
  • the object of the invention was to provide a method for producing a flat steel product with a high yield strength and a high tensile strength R m , which can be carried out reliably and thereby leads to an optimal combination of properties in the flat steel product obtained.
  • the yield point of a flat steel product is understood to mean the lower yield point R el if the flat steel product has a pronounced yield point. Otherwise (that is, for flat steel products without a pronounced yield point), in the context of this application, the yield point of the flat steel product is understood to be the yield point R p02.
  • this object has been achieved by the invention in that, in the production of a cold-rolled flat steel product with a high yield strength and a high tensile strength R m , the work steps specified in claim 1 are carried out.
  • a flat steel product according to the invention that achieves the above-mentioned object has the features specified in claim 8.
  • the re-rolling takes place at room temperature, although there is usually a certain heating of the flat steel product due to the re-rolling.
  • the yield strength can be increased both by plastic deformation during re-rolling and by annealing.
  • plastic deformation new dislocations occur in the lattice structure, which contribute to increasing the strength.
  • Annealing leads to the formation and growth of precipitates which hinder dislocation sliding.
  • the subsequent annealing must be designed in such a way that sufficient thermal energy is introduced to enable the local recovery processes, but not too much thermal energy, as otherwise global microstructure formation occurs.
  • afterglow temperatures in the range from 100 ° to 400 ° C. have proven to be expedient.
  • the afterglow temperature is preferably greater than 130.degree. C. and / or less than 330.degree.
  • the annealing time is expediently 0.2-25 hours.
  • the tempering annealing provided according to the invention after the rerolling is carried out as a hood annealing.
  • the alloy of the steel from which the flat steel products to be processed according to the invention are made is selected such that optimal mechanical properties are achieved under the influence of the additional post-treatment step.
  • the C content is preferably at most 0.20% by weight, particularly preferably at most 0.18%. On the other hand, if the C content is below 0.05%, the desired strength is not obtained.
  • the C content is preferably at least 0.08% by weight, particularly preferably at least 0.12% by weight.
  • Si is present in the steel of a cold-rolled flat steel product processed according to the invention in contents of 0.05-0.6% in order to increase the strength by solid solution hardening without impairing the ductility.
  • Si serves as a ferrite former. Excessively high Si contents can impair the surface quality, for example as a result of adhering scale or grain boundary oxidation.
  • the Si content can be limited to a maximum of 0.6% by weight.
  • the Si content is preferably at most 0.42%. If, on the other hand, the Si content is too low, the strength-increasing effect due to solid solution hardening in the ferrite phase is inadequate. If the desired effect of Si is to be available particularly reliably, the Si content can be set to at least 0.24% by weight.
  • Mn is present in the steel of a cold-rolled flat steel product processed according to the invention in contents of 1.0-3.0% by weight in order to support solid solution strengthening and martensite formation to increase strength. This is done by Mn stabilizing the austenite from which the martensite is formed. Targeted adjustment of the Mn content therefore adjusts the volume fraction of martensite.
  • the Mn content is preferably at least 1.5% by weight, in particular at least 1.7% by weight.
  • an excessive addition of Mn leads to an insufficient proportion of the martensite phase. Therefore, the Mn content is preferably at most 2.4% by weight.
  • Al is present in the steel of a cold-rolled flat steel product processed according to the invention in contents of 0.02-1.5% by weight, on the one hand to serve as a deoxidizer and nitrogen binding during melting and on the other hand to ensure the sufficient amount of ferrite and thus ductility increase.
  • the maximum content of 1.5% by weight should not be exceeded. Compliance with an upper limit of 0.9% by weight has proven to be particularly favorable.
  • N is an undesirable alloy component that is one of the unavoidable impurities. Therefore, its content in the steel of a cold-rolled flat steel product processed according to the invention must not exceed 0.02% by weight. Too high an N content impairs the processability and, if B and / or Al is also present, it can lead to the formation of harmful nitrides and thus prevent the effectiveness of these elements.
  • the N content is preferably at most 0.01% by weight. It is optimally limited to at most 0.008% by weight, in particular at most 0.006% by weight.
  • P is an undesirable alloy component that is one of the unavoidable impurities. Excessive addition of P can lead to embrittlement and thus to a reduction in the crash properties. In addition, the weldability is impaired by the P content. For these reasons, the P content should not exceed 0.2% by weight.
  • the P content is preferably at most 0.05%, in particular at most 0.03%.
  • S is an undesirable alloy component, which is to be assigned to the unavoidable impurities. Therefore, its content in the steel of a cold-rolled flat steel product processed according to the invention must not exceed 0.05% by weight. In order to ensure good ductility of the steel product, the formation of MnS or (Mn, Fe) S must be kept as low as possible.
  • the S content is preferably at most 0.01% by weight, particularly preferably at most 0.005% by weight.
  • the Cr and Mo contribute to increasing the strength in the steel of a flat steel product processed according to the invention. They promote the formation of martensite by shifting the ferrite-pearlite transformation areas during heat treatment.
  • the Mo content is at least 0.003% by weight, preferably at least 0.005% by weight.
  • the Cr content is at least 0.2% by weight, preferably at least 0.3% by weight.
  • the Mo content is therefore a maximum of 1.0% by weight, preferably a maximum of 0.3% by weight.
  • the Cr content is a maximum of 1.5% by weight, preferably a maximum of 0.8% by weight.
  • Ti, B and Nb contribute to the increase in strength in the steel of the cold-rolled flat steel product processed according to the invention and lead to a finer microstructure.
  • B By suppressing the formation of ferrite and bainite, B enables a higher proportion of martensite, but can only fully develop its effect through the additional addition of Ti, which prevents the formation of unwanted boron nitrides through the formation of fine Ti (C, N) precipitates.
  • C, N fine Ti
  • This increase in strength due to the formation of precipitates is promoted or reinforced by the additional addition of Nb. It has been shown that the sum of the contents of Ti, Nb and 15 times the content of B should be at least 0.02% by weight in order to achieve these properties (i.e. Ti + Nb + 15 ⁇ B ⁇ 0, 02% by weight).
  • the boron content is less than 0.005% by weight, preferably less than 0.003% by weight.
  • V in the steel of the cold-rolled flat steel product processed according to the invention leads to an improvement in the processability and an improved resistance to delayed crack formation due to a finer microstructure.
  • a V content in the range 0.0005-0.05% by weight should be selected, in particular it should be at least 0.003% by weight.
  • Cu and Ni contribute to the increase in strength in the steel of the cold-rolled flat steel product processed according to the invention and can be added individually or in combination.
  • the Cu content is at least 0.0001% by weight, preferably at least 0.001% by weight. However, the Cu content should not exceed 0.5% by weight, preferably 0.08% by weight.
  • the Ni content is at least 0.002% by weight, preferably at least 0.01% by weight. The maximum Ni content should be no greater than 0.2% by weight, preferably no greater than 0.1% by weight.
  • the addition of Ca in the steel of the cold-rolled flat steel product processed according to the invention leads to a finer distribution of the inclusions in the steel and forms spherical sulfides, which can reduce the disadvantages of other harmful sulfides in further processing.
  • the Ca content should be at least 0.0005% by weight. However, since too high a Ca content can have detrimental effects on castability and hot formability, it should be at most 0.007% by weight, preferably at most 0.003% by weight.
  • the steel has a carbon equivalent C eq that is between 0.3% and 1.3%.
  • the carbon equivalent is well suited to characterize the subsequent processability of the flat steel product. With values in the range 0.3% to 1.3%, the flat steel product can be welded well as well as coated without any problems compared to other steel alloys with a similar strength and a higher proportion of Alloy elements.
  • the carbon equivalent is preferably a maximum of 0.7% for this. Furthermore, the carbon equivalent is preferably at least 0.3%.
  • a cold-rolled flat steel product is preferably used as the starting material, the structure of which consists of at least two phases, of which martensite and ferrite are the dominant phases, with more than 10% by volume of martensite and more than 60% by volume of ferrite available.
  • the proportion of ferrite is preferably more than 70% by volume, in particular more than 80%.
  • the remaining portion can contain bainite or precipitates.
  • the structure of the flat steel product should contain at least 60% by volume ferrite in order to be able to set the necessary elongation.
  • At least 10% by volume of martensite should also be present in the structure of the flat steel product according to the invention in order, on the one hand, to achieve strength and, on the other hand, to enable a tempering effect.
  • the post-treated structure consists of at least two phases, of which ferrite and martensite are the dominant phases.
  • the martensite is now tempered martensite.
  • the ferrite phase has slightly elongated grains, any previously existing austenite has decayed.
  • the other phase components are unchanged compared to the starting product.
  • the post-treated flat steel product thus has a structure consisting of at least two phases, which (in % By volume) comprises more than 10% tempered martensite and more than 60% ferrite.
  • the proportion of ferrite is preferably more than 70% by volume, in particular more than 80%.
  • the cold-rolled flat steel product is coated between post-rolling and tempering. Coating has the advantage that corrosion protection is guaranteed.
  • the cold-rolled flat steel product is coated, in particular electrolytically coated, between post-rolling and annealing.
  • the advantage of a coating between post-rolling and tempering is that any hydrogen absorbed during the coating is removed again during tempering. Hydrogen can lead to hydrogen embrittlement and should therefore be avoided if possible.
  • An electrolytic coating has the advantage that the flat steel product is not heated to a high degree, for example in comparison to hot-dip coating. Excessive heating during coating could affect the set structure and thus the mechanical properties.
  • the cooling of the cold-rolled flat steel product to room temperature has two intermediate steps.
  • the cold-rolled flat steel product is cooled to a first cooling temperature T 1 in the first intermediate step and is kept at the first cooling temperature T 1 for a first holding time t 1.
  • the cold-rolled flat steel product is then cooled to a second cooling temperature T 2 in the second intermediate step and is held at the second cooling temperature T 2 for a second holding time t 2.
  • This two-stage cooling process has the advantage that ferrite is formed in the first intermediate step and the bainite and retained austenite components are set in the second intermediate step.
  • the cooling can also take place in a single cooling step to room temperature.
  • the cold-rolled flat steel product provided after-treated to increase strength can be provided with a metallic protective coating.
  • a metallic protective coating This is for example It is useful when the flat steel product is used to manufacture components that are exposed to a corrosive environment in practical use.
  • the metallic coating can be applied in any suitable manner, an application by hot dip coating, for example in a continuous hot-dip coating system, being particularly suitable here.
  • an aftertreated, cold-rolled flat steel product has a yield strength of at least 1000 MPa if the yield strength is at least 1000 MPa in at least one direction (that is, for example, across or along the rolling direction).
  • the yield strength is at least 1000 MPa in at least one direction (that is, for example, across or along the rolling direction).
  • the post-treatment steps according to the invention, post-rolling and tempering, regularly result in a yield strength of at least 1000 MPa
  • preferred design variants have a yield strength of at least 1200 MPa, in particular of at least 1400 MPa.
  • a tensile strength of at least 1100 MPa is also achieved, preferred design variants having a tensile strength of at least 1200 MPa, in particular at least 1400 MPa.
  • the alloy-independent tensile strength R ⁇ m is at least 400 MPa, preferably at least 450 MPa.
  • the high tensile strength is not achieved by high alloying with elements that contribute to hardening (C, Si, Mn, Cr, Mo), but by the post-treatment steps according to the invention, post-rolling and tempering.
  • the cold-rolled flat steel product, which has been post-treated to increase strength, has the advantage that high strength is achieved without excessive additional alloying. It is therefore correspondingly cheaper to produce.
  • the negative effects of the high alloy content on subsequent processing steps such as welding or coating are eliminated. In this respect, low-alloy steels are easier to process.
  • the sum of the grain boundary lengths for small-angle grain boundaries of a square measuring field of 50 ⁇ m * 50 ⁇ m in a longitudinal section is greater than 10 mm, preferably greater than 15 mm, particularly preferably greater than 20 mm.
  • Orientation differences of the lattice of less than 15 ° are referred to as small-angle grain boundaries.
  • the sum of the grain boundary lengths is determined using the EBSD method.
  • the EBSD method electron backscattering diffraction
  • the information from the electrons backscattered from the sample is used.
  • the electron beam scans the surface of the sample during an analysis.
  • the impinging electrons are scattered in the sample. Some of these hit the grating surfaces of the examined grain under Bragg conditions and are diffracted.
  • the resulting diffraction patterns (Kikuchi patterns) are recorded with the help of a phosphor screen and processed and interpreted by software.
  • the Kikuchi patterns contain information about the existing crystal symmetries, which allow conclusions to be drawn about the examined crystallographic phases and the orientation of the examined grain, as well as lattice distortions, misorientations of grain boundaries, etc. If you now consider a square measuring field of 50 ⁇ m * 50m on the surface of a section taken along the direction of rolling (longitudinal section), it is possible to add up the total length of the small-angle grain boundaries which separate orientation differences of the grating of ⁇ 15 °.
  • Table 1 shows the carbon equivalent C eq determined from the composition.
  • the steel melts 1-17 were cast into slabs for the subsequent experiments 1-17.
  • the slabs cast from the steel melts have been reheated to a reheating temperature of 1260-1300 ° C and then hot-rolled in a conventional manner at a hot-rolling end temperature of 880-990 ° C to form a hot strip with a thickness of 2-3 mm.
  • the hot strips obtained were cooled to a coiling temperature of 525-585 ° C. and were wound into a coil at this coiling temperature.
  • the hot strips were cold-rolled to cold-rolled steel strips in an equally conventional manner with an overall cold-rolling degree of on average 20-60% achieved via cold-rolling.
  • the cold-rolled steel strips then underwent a continuous annealing treatment at an annealing temperature of 816-916 ° C.
  • the steel strips were cooled to room temperature in two intermediate steps.
  • the steel strips were cooled to a first cooling temperature T 1 with 650 ° C T 1 800 ° C and kept at the first cooling temperature for a first holding time t 1 with 0s t 1 20s.
  • the steel strips were then cooled to a second cooling temperature T 2 and held at the second cooling temperature T 2 for a second holding time t 2 .
  • the following applies to the second cooling temperature T 2 and the second holding time t 2 450 ° C ⁇ T 2 ⁇ 550 ° C and 60s ⁇ t 2 ⁇ 500s
  • All steel strips produced in this way had a structure with more than 10% martensite and more than 60% ferrite.
  • Each of the cold-rolled steel strips obtained in the tests as described above was then first subjected to re-rolling with a re-rolling degree W G2 and then an additional tempering anneal carried out as a hood annealing, in which it was held for more than 20 minutes at a temperature T G2 .
  • cold-rolled steel strips according to the invention are ideally suited for the production of components which have high strength but do not have the high-alloy chemical analysis typical for this strength. This reduces the associated welding problems and the cost of the alloy components.
  • the Figures 1 and 2 show by way of example for the steel from the above-described example no.13 (see Table 1) the increase in the yield strength by re-rolling without annealing ( Figure 1 ) and by annealing without prior rolling ( Figure 2 ).
  • the difference in the yield strength between the condition after re-rolling or annealing and the initial condition is shown in each case.
  • the yield strength was determined in all cases across the rolling direction.
  • Figure 1 shows this difference as a function of the degree of rolling.
  • Figure 2 shows the difference as a function of the annealing temperature during tempering.
  • the annealing time was 20 minutes in each case. Both figures show a significant increase in the yield strength as a result of the respective aftertreatment.
  • Figure 3 shows for steel no. 13 the synergetic effect of re-rolling and annealing on the strength.
  • the difference in the yield strength between the condition after re-rolling and tempering and the condition after re-rolling without tempering is plotted.
  • a degree of rolling of 0% means the case without re-rolling. If the two effects (re-rolling and tempering) on the strength were independent of one another, there should be no dependence on the degree of rolling, since the rolling effect has just been subtracted.
  • For all three afterglow temperatures 200 ° C, 300 ° C and 400 ° C) there should be a curve parallel to the x-axis. Instead, however, at all three afterglow temperatures an increase with increasing rolling degree can be seen.
  • Figures 4 and 5 show light microscopic longitudinal sections of steel No. 13 after nital etching.
  • the high ferrite content of more than 60% by volume can be clearly seen in both figures.
  • Figure 4 shows the steel in its initial state without any aftertreatment.
  • steel no. 13 is shown after an after-treatment to increase strength according to Table 2, in which the steel was initially re-rolled with a rolling degree of 30% and then annealed at 300 ° C. for more than 20 minutes.
  • the rolling direction is included Figure 5 in the plane of the drawing and runs horizontally.
  • Figure 5 the slightly elongated grains of the ferrite phase can be clearly seen.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines zur Festigkeitssteigerung nachbehandelten, kaltgewalzten Stahlflachproduktes, bei dem ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt bereitgestellt und zur Festigkeitssteigerung nachbehandelt wird, wobei die folgenden Arbeitsschritte durchlaufen werden:- Nachwalzen des kaltgewalzten Stahlflachproduktes, wobei der über das Nachwalzen erzielte Walzgrad WG2 insgesamt 8-40 % beträgt;- Anlassglühen des nachgewalzten Stahlflachproduktes bei einer Nachglühtemperatur T<sub>G2</sub> von 100-400°C über eine Glühdauer von 0,2-25 Stunden.

Description

  • Die Erfindung betrifft ein zur Festigkeitssteigerung nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer erhöhten Dehngrenze und einer erhöhten Zugfestigkeit sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung.
  • Bei Stahlflachprodukten der hier in Rede stehenden Art handelt es sich um durch Kaltwalzen erhaltene Walzprodukte, wie Stahlbänder oder Bleche, sowie daraus hergestellte Zuschnitte und Platinen.
  • Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-% " zu verstehen.
  • Angaben zu Gefügebestandteilen beziehen sich jeweils auf Volumenprozente ("Vol.-%"), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben.
  • Hochfeste Stahlflachprodukte haben insbesondere im Bereich des Fahrzeugbaus eine wachsende Bedeutung, da sie eine Reduzierung des Eigengewichts des Fahrzeugs und eine Steigerung der Nutzlast ermöglichen. Ein geringes Gewicht trägt nicht nur zur optimalen Nutzung der technischen Leistungsfähigkeit des jeweiligen Antriebsaggregats bei, sondern unterstützt die Ressourceneffizienz, Kostenoptimierung und den Klimaschutz.
  • Eine entscheidende Reduzierung des Eigengewichts von Stahlblechkonstruktionen kann durch eine Steigerung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der Festigkeit des jeweils verarbeiteten Stahlflachprodukts, erreicht werden.
  • Neben einer hohen Festigkeit werden von modernen, für den Fahrzeugbau vorgesehenen Stahlflachprodukten aber auch gute Zähigkeitseigenschaften, ein gutes Sprödbruchwiderstandsverhalten sowie eine optimale Eignung zum Kaltumformen und Schweißen erwartet.
  • Insbesondere existieren Anwendungen im Fahrzeugbau, für die in erster Linie ein besonders hoher Umformwiderstand erforderlich ist. Dies spiegelt sich in den im Zugversuch ermittelten Eigenschaften in Form einer hohen Dehngrenze Rp02 wider.
  • Es ist eine große Zahl von Versuchen bekannt, diese Anforderungen durch legierungs- oder verfahrenstechnische Maßnahmen zu erfüllen. Gemeinsam ist diesen Versuchen, dass ihnen jeweils ein so genannter Zwei- oder Mehrphasenstahl zu Grunde liegt, dessen Gefüge jeweils aus mindestens zwei dominierenden Phasen bestehen, wobei bei Mehrphasenstählen geringere Anteile weiterer Phasen vorhanden sein können.
  • So ist beispielsweise aus der WO 2015/158731 A1 ein aus einem Zweiphasenstahl bestehendes Stahlflachprodukt bekannt. Das Stahlflachprodukt wird durch Warm- und Kaltwalzen hergestellt. Nach dem Kaltwalzen durchläuft es eine zusätzliche Wärmebehandlung zur Steigerung der Streckgrenze.
  • Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein Verfahren zum Erzeugen eines Stahlflachprodukts mit einer hohen Dehngrenze und einer hohen Zugfestigkeit Rm anzugeben, das sich betriebssicher durchführen lässt und dabei zu einer optimalen Eigenschaftskombination des erhaltenen Stahlflachprodukts führt.
  • Unter der Dehngrenze eines Stahlflachproduktes wird im Sinne dieser Anmeldung die untere Streckgrenze Rel verstanden, wenn das Stahlflachprodukt eine ausgeprägte Streckgrenze aufweist. Andernfalls (das heißt für Stahlflachprodukte ohne eine ausgeprägte Streckgrenze) wird im Sinne dieser Anmeldung unter der Dehngrenze des Stahlflachproduktes die Dehngrenze Rp02 verstanden.
  • Zugfestigkeit und Dehngrenze werden im Sinne dieser Anmeldung nach DIN-EN ISO 6982-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) ermittelt.
  • Genauso sollte ein entsprechend beschaffenes Stahlflachprodukt geschaffen werden.
  • In Bezug auf das Verfahren ist diese Aufgabe durch die Erfindung dadurch gelöst worden, dass bei der Erzeugung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer hohen Dehngrenze und einer hohen Zugfestigkeit Rm in Anspruch 1 angegebenen Arbeitsschritte durchlaufen werden.
  • Ein die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß lösendes Stahlflachprodukt weist die in Anspruch 8 angegebenen Merkmale auf.
  • Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
  • Beim erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen eines zur Festigkeitssteigerung nachbehandelten, kaltgewalzten Stahlflachproduktes wird demnach ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt aus einem Stahl bereitgestellt, der die nachfolgend angegebene Zusammensetzung aufweist (in Gew.-%):
    • C: 0,05-0,25 %,
    • Si: 0,05-0,6 %,
    • Mn: 1,0-3,0 %,
    • Al: 0,02-1,5 %,
    • N: weniger als 0,02 %,
    • P: 0,005-0,2 %,
    • S: weniger als 0,05 %
    • einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo" mit der Maßgabe:
      • Cr: 0,2-1,5 %,
      • Mo: 0,003-1,0 %,
    • optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B" mit der Maßgabe:
      • B: weniger als 0,005 %
      • Ti+Nb+15·B : 0,02-0,15 %
    • sowie optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Cu, Ni, Ca" mit der Maßgabe:
      • V: 0,0005-0,05 %
      • Cu: 0,0001-0,5 %
      • Ni: 0,002-0,2 %
      • Ca: 0,0005-0,007 %
    • Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
  • Erfindungsgemäß wird das so bereitgestellte kaltgewalzte Stahlflachprodukt zur Festigkeitssteigerung nachbehandelt, wobei die folgenden Arbeitsschritte durchlaufen werden
    • Nachwalzen des kaltgewalzten Stahlflachproduktes, wobei der über das Nachwalzen erzielte Walzgrad WG2 insgesamt 8-40 % beträgt;
    • Anlassglühen des nachgewalzten Stahlflachproduktes bei einer Nachglühtemperatur TG2 von 100-400°C über eine Glühdauer von 0,2-25 Stunden.
  • Dabei findet das Nachwalzen bei Raumtemperatur statt, wobei es allerdings in üblicherweise zu einer gewissen Erwärmung des Stahlflachproduktes aufgrund des Nachwalzens kommt.
  • Grundsätzlich ist bekannt, dass die Dehngrenze sowohl durch plastische Verformung beim Nachwalzen als auch durch Anlassglühen erhöht werden kann. Beim plastischen Verformen kommt es zu neuen Versetzungen in der Gitterstruktur, die zur Festigkeitssteigerung beitragen. Das Anlassglühen führt dagegen zur Bildung und zum Wachstum von Ausscheidungen, die ein Versetzungsgleiten behindern. Man spricht vom "pinning" der Versetzungen.
  • Überraschenderweise hat sich gezeigt, dass ein zusätzlicher Effekt auftritt, wenn das Nachwalzen mit einem anschließenden Anlassglühen kombiniert wird, der zu einer drastischen Steigerung der Dehngrenze führt. Dabei geht die Steigerung der Dehngrenze über die Summe der Einzeleffekte durch Nachwalzen und Anlassglühen hinaus. Es liegt ein unerwarteter Synergieeffekt vor. Zahlreiche Versuche haben hier gezeigt, dass sich durch die Kombination beider Nachbehandlungsschritte eine Erhöhung der Dehngrenze ergibt, die um mindestens 50 MPa größer ist als die Summe der Einzeleffekte, wobei regelmäßig eine Erhöhung von 100 MPa, teilweise sogar mehr 200 MPa, gegenüber der Summe der Einzeleffekte erreicht wird.
  • Beim Nachwalzen des kaltgewalzten Stahlflachproduktes werden durch die Verformungen Versetzungen ins Gefüge eingebracht. Bei der anschließenden Anlassglühung führen diese Versetzungen dann im Rahmen von Erholungsvorgängen zur Bildung von Subkörnern, so dass die Dehngrenze ähnlich wie bei einer Kornfeinung ansteigt. Es hat sich gezeigt, dass ab einem Walzgrad von 8% ein signifikanter synergetischer Effekt auftritt. Bei einem zu hohen Walzgrad sind die Beschädigungen des Gefüges dagegen so groß, dass das spätere Produkt in der Weiterverarbeitung nicht mehr den Anforderungen entspricht. Optimale Walzgrade beim Nachwalzen liegen daher bei maximal 40%, bevorzugt bei maximal 30% und bei mindestens 8%, bevorzugt mindestens 20%.
  • Das nachgelagerte Anlassglühen muss derart gestaltet sein, dass ausreichend thermische Energie eingebracht wird, um die lokalen Erholungsvorgänge zu ermöglichen, aber nicht zu viel thermische Energie, da es ansonsten zu einer globalen Gefügeneubildung kommt. Hierzu haben sich Nachglühtemperaturen im Bereich 100° bis 400°C als zweckmäßig erwiesen. Bevorzugt ist die Nachglühtemperatur größer als 130°C und/oder kleiner als 330°C. Die Glühdauer beträgt zweckmäßigerweise 0,2-25 Stunden.
  • Die hier im Allgemeinen und in Bezug auf die nachfolgend dargestellten Ausführungsbeispiele angegebenen mechanischen Eigenschaften erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte sind jeweils an Flachzugproben gemäß DIN EN IS06892-1 bestimmt.
  • In der Praxis wird die erfindungsgemäß nach dem Nachwalzen vorgesehene Anlassglühung als Haubenglühung durchgeführt.
  • Die Legierung des Stahls, aus dem die erfindungsgemäß zu verarbeitenden Stahlflachprodukte bestehen, ist so gewählt, dass unter dem Einfluss des zusätzlichen Nachbehandlungsschrittes optimale mechanische Eigenschaften erreicht werden.
  • C ist im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,05-0,25 Gew.-% vorhanden, um ausreichend Martensit zur Steigerung der Festigkeit zu erzeugen. Bei höheren C-Gehalten tritt zu wenig Ferrit auf. Zudem wirkt sich ein zu hoher C-Gehalt negativ auf die Schweißeignung aus. Bevorzugt beträgt der C-Gehalt höchstens 0,20 Gew.-%, besonders bevorzugt höchstens 0,18%. Liegt der C-Gehalt dagegen unter 0,05% wird die gewünschte Festigkeit nicht erhalten. Bevorzugt beträgt der C-Gehalt mindestens 0,08 Gew.-%, besonders bevorzugt mindestens 0,12 Gew.-%.
  • Si ist im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,05-0,6% vorhanden, um die Festigkeit durch Mischkristallhärtung zu steigern ohne die Duktilität zu beeinträchtigen. Zudem dient Si als Ferritbildner. Zu hohe Si-Gehalte können die Oberflächenbeschaffenheit beispielsweise in Folge von festhaftendem Zunder oder Korngrenzenoxidation beeinträchtigen. Um dies sicher auszuschließen, kann der Si-Gehalt auf höchstens 0,6 Gew.-% beschränkt werden. Bevorzugt beträgt der Si-Gehalt höchstens 0,42%. Ist dagegen der Si-Gehalt zu gering, so ist der festigkeitssteigernde Effekt durch Mischkristallhärtung in der Ferritphase unzureichend. Soll die gewünschte Wirkung von Si besonders sicher zur Verfügung stehen, so kann der Si-Gehalt auf mindestens 0,24 Gew.-% eingestellt werden.
  • Mn ist im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts in Gehalten von 1,0-3,0 Gew-% vorhanden, um Mischkristallverfestigung sowie eine Martensitbildung zur Erhöhung der Festigkeit zu unterstützen. Dies erfolgt, indem Mn den Austenit, aus dem der Martensit gebildet wird, stabilisiert. Durch gezielte Einstellung des Mn-Gehaltes wird daher der Volumenanteil des Martensits eingestellt. Bevorzugt beträgt der Mn-Gehalt mindestens 1,5 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,7 Gew.-%. Eine übermäßige Zugabe von Mn führt hingegen zu einem zu geringen Anteil der Martensitphase. Daher beträgt der Mn-Gehalt bevorzugt höchstens 2,4 Gew.-%.
  • Al ist im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts in Gehalten von 0,02-1,5 Gew.-% vorhanden, um einerseits bei der Erschmelzung als Desoxidationsmittel und zur Stickstoffabbindung zu dienen und andererseits für die ausreichende Ferritmenge zu sorgen und damit die Duktilität zu steigern. Um jedoch einen ungünstigen Einfluß auf die Gießqualität sowie die Beschichtbarkeit zu vermeiden, sollte der maximale Gehalt von 1,5 Gew.-% nicht überschritten werden. Eine Einhaltung einer Obergrenze von 0,9 Gew.-% hat sich als besonders günstig erwiesen.
  • N ist ein unerwünschter Legierungsbestandteil, der den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen ist. Daher darf sein Gehalt im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts höchstens 0,02 Gew.-% betragen. Ein zu hoher Gehalt an N verschlechtert die Verarbeitbarkeit und kann bei zusätzlicher Anwesenheit von B und/oder Al zur Bildung schädlicher Nitride führen und so die Wirksamkeit dieser Elemente verhindern. Bevorzugt beträgt der N-Gehalt höchstens 0,01 Gew.-%. Optimalerweise ist er auf höchstens 0,008 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,006 Gew.-% beschränkt.
  • P ist ein unerwünschter Legierungsbestandteil, der den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen ist. P kann bei übermäßiger Zugabe zu Versprödung und damit zum Herabsetzten der Crasheigenschaften führen. Zusätzlich wird die Schweißbarkeit durch den P-Gehalt beeinträchtigt. Aus diesen Gründen soll der P-Gehalt 0,2 Gew-% nicht übersteigen. Bevorzugt beträgt der P-Gehalt höchstens 0,05%, insbesondere höchstens 0,03%.
  • S ist ein unerwünschter Legierungsbestandteil, der den unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen ist. Daher darf sein Gehalt im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts höchstens 0,05 Gew.-% betragen. Um eine gute Dehnbarkeit des Stahlproduktes zu gewährleisten muss die Bildung von MnS bzw. (Mn,Fe)S möglichst gering gehalten werden. Bevorzugt beträgt der S-Gehalt höchstens 0,01 Gew.-%, besonders bevorzugt höchstens 0,005 Gew.-%.
  • Cr und Mo tragen im Stahl eines erfindungsgemäß verarbeiteten Stahlflachproduktes zur Festigkeitssteigerung bei. Sie begünstigen die Bildung von Martensit durch Verschiebung der Ferrit-Perlit-Umwandlungsbereiche bei der Wärmebehandlung. Um diesen Effekt zu erreichen beträgt der Mo-Gehalt mindestens 0,003 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,005 Gew.-%. Der Cr-Gehalt beträgt mindestens 0,2 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,3 Gew.-%. Bei zu hohen Gehalten an Cr oder Mo können sich allerdings unerwünschte Carbide bilden. Zudem steigen die Legierungskosten übermäßig an. Der Mo-Gehalt beträgt daher maximal 1,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,3 Gew.-%. Der Cr-Gehalt beträgt maximal 1,5 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,8 Gew.-%.
  • Ti, B und Nb tragen in dem Stahl des erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts zur Festigkeitssteigerung bei und führen zu einer feineren Gefügestruktur. B ermöglicht durch Unterdrückung der Ferrit- und Bainitbildung einen höheren Martensitanteil, kann seine Wirkung aber erst durch zusätzliche Zugabe von Ti voll entfalten, welches durch Bildung feiner Ti(C,N)-Ausscheidungen die Entstehung ungewollter Bornitride verhindert. Diese Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungsbildung wird durch die zusätzliche Zugabe von Nb begünstigt bzw. verstärkt. Es hat sich gezeigt, dass die Summe der Gehalte von Ti, Nb und dem 15-fachen Gehalt von B mindestens 0,02 Gew.-% betragen sollte, um diese Eigenschaften zu erreichen (d.h. Ti+Nb+15·B ≥ 0,02 Gew.-%). Zur Vermeidung eines negativen Einflusses auf die Verarbeitbarkeit darf jedoch ein maximaler Gehalt für die genannte Summe 0,15 Gew.-% nicht überschritten werden (d.h. Ti+Nb+15·B ≤ 0,15 Gew.-%). Gleichzeitig beträgt der B-Gehalt maximal 0,005 Gew.-%. Übermäßige Zugabe von Bor führt zu erhöhter Sprödigkeit. Daher beträgt der Bor-Gehaltweniger als 0,005 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,003 Gew.-%.
  • Die Zugabe von V in dem Stahl des erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts führt zu einer Verbesserung der Verarbeitbarkeit und einer verbesserten Beständigkeit gegen verzögerte Rissbildung durch eine feinere Gefügestruktur. Zur optimalen Nutzung dieser Vorteile sollte ein V-Gehalt im Bereich 0,0005-0,05 Gew.-% gewählt werden, insbesondere sollte er mindestens 0,003 Gew.-% betragen.
  • Cu und Ni tragen in dem Stahl des erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts zur Festigkeitssteigerung bei und können einzeln oder in Kombination hinzugefügt werden. Dabei beträgt der Cu-Gehalt mindestens 0,0001 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,001 Gew.-%. Allerdings sollte der Cu-Gehalt 0,5 Gew.-%, bevorzugt 0,08 Gew.-%, nicht übersteigen. Der Ni-Gehalt beträgt mindestens 0,002 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,01 Gew.-%. Maximal sollte der Ni-Gehalt nicht größer als 0,2 Gew.-%, bevorzugt nicht größer als 0,1 Gew.-% betragen.
  • Die Zugabe von Ca in dem Stahl des erfindungsgemäß verarbeiteten kaltgewalzten Stahlflachprodukts führt zu einer feineren Verteilung der Einschlüsse im Stahl und bildet sphärische Sulfide, wodurch Nachteile anderer schädlicher Sulfide bei der weiteren Prozessierung reduziert werden können. Dazu sollte der Ca-Gehalt mindestens 0,0005 Gew.-% betragen. Da jedoch ein zu hoher Ca-Anteil nachteilige Effekte auf Gieß- und Warmumfombarkeit haben kann, sollte er höchstens 0,007 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,003 Gew.-% betragen.
  • Bei einer speziellen Ausgestaltung weist der Stahl ein Kohlenstoffäquivalent Cäq auf, dass zwischen 0,3 % und 1,3 % liegt. Dabei ist das Kohlenstoffäquivalent als gewichtete Summe der folgenden Element-Gehalte definiert: C a ¨ q = C + 1 6 Mn + 1 5 Mo + 1 5 Ni + 1 5 Cr + 1 5 V + 1 15 Cu ,
    Figure imgb0001
  • Es hat sich gezeigt, dass das Kohlenstoffäquivalent gut dafür geeignet ist, die nachfolgende Verarbeitbarkeit des Stahlflachproduktes zu charakterisieren. Bei Werten im Bereich 0,3 % bis 1,3 % lässt sich das Stahlflachprodukt sowohl gut schweißen als auch problemlos beschichten im Vergleich zu anderen Stahllegierungen mit einer ähnlichen Festigkeit und einem höheren Anteil von Legierungselementen. Bevorzugt beträgt das Kohlenstoffäquivalent maximal 0,7 % hierfür. Weiterhin bevorzugt beträgt das Kohlenstoffäquivalent mindestens 0,3 %.
  • Das Verfahren ist insbesondere derart ausgestaltet, dass der Produktionsindex PWG zwischen 0,1 und 2,7 liegt. Dabei ist der Produktionsindex PWG wie folgt definiert: P WG = T G 2 K ⋅ W G 2 ⋅ C a ¨ q
    Figure imgb0002
     mit
    • TG2: Nachglühtemperatur in der Einheit °C
    • WG2: Walzgrad beim Nachwalzen in %
    • Cäq: Kohlenstoffäquivalent in %
    • K: Konstante mit dem Wert 10 °C
  • Umfassende Versuche haben gezeigt, dass sich ein besonders stabiler Prozess mit zuverlässiger Nachbehandlung zur Festigkeitssteigerung ergibt, wenn der Produktionsindex im genannten Bereich liegt.
  • Für das erfindungsgemäße Nachbehandlungsverfahren wird als Ausgangsmaterial bevorzugt ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt verwendet, dessen Gefüge aus mindestens zwei Phasen, von denen Martensit und Ferrit die dominierenden Phasen sind, besteht, wobei mehr als 10 Vol.- % Martensit und mehr als 60 Vol.-% Ferrit vorhanden sind. Bevorzugt beträgt der Ferrit-Anteil mehr als 70 Vol.-%, insbesondere mehr als 80%. Der verbleibende Anteil kann Bainit oder Ausscheidungen enthalten. Das Gefüge des Stahlflachprodukts sollte dabei mindestens 60 Vol.-% Ferrit enthalten, um die nötige Dehnung einstellen zu können. Auch sollten im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens 10 Vol.-% Martensit vorhanden sein, um zum einen die Festigkeit zu erreichen und zum anderen einen Anlasseffekt zu ermöglichen. Das nachbehandelte Gefüge besteht aus mindestens zwei Phasen, von denen Ferrit und Martensit die dominierenden Phasen sind. Durch die Nachbehandlung ist der Martensit nun angelassener Martensit. Die Ferritphase weist leicht gestreckte Körner auf, etwaig vorher vorhandener Restaustenit ist zerfallen. Die sonstigen Phasenanteile sind gegenüber dem Ausgangsprodukt unverändert. Damit weist das nachbehandelte Stahlflachprodukt ein mindestens aus zwei Phasen bestehendes Gefüge auf, das (in Vol.-%) mehr als 10 % angelassenen Martensit und mehr als 60 % Ferrit umfasst. Bevorzugt beträgt der Ferrit-Anteil mehr als 70 Vol.-%, insbesondere mehr als 80 %.
  • Bei einer bevorzugten Ausgestaltung wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zwischen Nachwalzen und Anlassglühen beschichtet. Das Beschichten hat den Vorteil, dass ein Korrosionsschutz gewährleistet wird. Bei einer besonders vorteilhaften Weiterbildung wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zwischen Nachwalzen und Anlassglühen beschichtet, insbesondere elektrolytisch beschichtet. Der Vorteil einer Beschichtung zwischen Nachwalzen und Anlassglühen liegt darin, dass eventuell bei der Beschichtung aufgenommener Wasserstoff beim Anlassglühen wieder entfernt wird. Wasserstoff kann zu Wasserstoffversprödung führen und sollte daher möglichst vermieden werden. Eine elektrolytische Beschichtung hat den Vorteil, dass das Stahlflachprodukt dabei nicht hoch erwärmt wird, beispielsweise im Vergleich zum Schmelztauchbeschichten. Eine zu hohe Erwärmung beim Beschichten könnte sich auf das eingestellte Gefüge und damit auf die mechanischen Eigenschaften auswirken.
  • Die zur Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens bereitgestellten kaltgewalzten Stahlflachprodukte können ausgehend von einem Stahl mit der voranstehend erläuterten Zusammensetzung hergestellt werden. Dazu können bei der Erzeugung des bereitgestellten Stahlflachprodukts folgende Arbeitsschritte durchlaufen werden:
    • Vergießen eines Stahls mit der vorgenannten Zusammensetzung zu einer Bramme;
    • Wiedererwärmen der Bramme auf eine 1200-1300 ° C betragende Wiedererwärmungstemperatur;
    • Warmwalzen der wiedererwärmten Bramme zu einem Warmband, wobei die Warmwalzendtemperatur des Warmbands bei Beendigung des Warmwalzens 800-1000°C beträgt;
    • Haspeln des Warmbands bei einer Haspeltemperatur von 400-700 °C;
    • Beizen des Warmbands
    • Kaltwalzen des Warmbands in einem oder mehreren Kaltwalzschritten zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad insgesamt 20-80 % beträgt;
    • Durchlaufglühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Durchlaufglühtemperatur von 700-950 °C; Dabei kann das Durchlaufglühen auch durch ein Feuerbeschichten realisiert werden.
    • Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur
  • Bei einer besonders bevorzugten Variante des Verfahrens weist das Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur zwei Zwischenschritte auf. Hierbei wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in dem ersten Zwischenschritt auf eine erste Abkühltemperatur T1 abgekühlt und eine erste Haltezeit t1 auf der ersten Abkühltemperatur T1 gehalten. Anschließend wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in dem zweiten Zwischenschritt auf eine zweite Abkühltemperatur T2 abgekühlt wird und eine zweite Haltezeit t2 auf der zweiten Abkühltemperatur T2 gehalten. Hierbei gilt für die Abkühltemperaturen T1, T2:
    T 1 > T2, 450°C ≤ T 1 ≤ 800°C und 400°C ≤ T 2 ≤ 600°C
    und für die Haltezeiten t1, t2 gilt:
    0s ≤ t 1 ≤ 60s und 0s ≤ t 2 ≤ 900s
  • Dieses zweistufige Abkühlverfahren hat den Vorteil, dass im ersten Zwischenschritt eine Ferritbildung erfolgt und im zweiten Zwischenschritt der Bainit- und der Restaustenitanteil eingestellt werden.
  • Alternativ kann das Abkühlen aber auch in einem einzigen Abkühlschritt auf Raumtemperatur erfolgen.
  • Optional kann das zur Festigkeitssteigerung nachbehandelte bereitgestellte kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer metallischen Schutzbeschichtung versehen sein. Dies ist beispielsweise zweckmäßig, wenn aus dem Stahlflachprodukt Bauteile gefertigt werden, die im praktischen Einsatz einer korrosiven Umgebung ausgesetzt sind. Die metallische Beschichtung kann in jeder geeigneten Weise aufgebracht werden, wobei sich hier insbesondere ein Auftrag durch Schmelztauchbeschichten beispielsweise in einer Durchlauf-Feuerbeschichtungsanlage eignet.
  • Die erfindungsgemäße Aufgabe wird ebenfalls gelöst durch ein zur Festigkeitssteigerung nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das
    • aus einem Stahl mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung besteht (in Gew.-%)
      • C: 0,05-0,25 %,
      • Si: 0,05-0,6 %,
      • Mn: 1,0-3,0 %,
      • Al: 0,02-1,5 %,
      • N: weniger als 0,02 %,
      • P: 0,005-0,2 %,
      • S: weniger als 0,05 %
      • einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo" mit der Maßgabe:
        • Cr: 0,2-1,5 %,
        • Mo: 0,003-1,0 %,
      • optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B" mit der Maßgabe:
        • B: weniger als 0,005 %
        • Ti+Nb+15*B: 0,02-0,15 %
      • sowie optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Cu, Ni, Ca" mit der Maßgabe:
        • V: 0,0005-0,05 %
        • Cu: 0,0001-0,5 %
        • Ni: 0,002-0,2 %
        • Ca: 0,0005-0,007 %
      • Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
      und
    • eine Dehngrenze von mindestens 1000 MPa und eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 1100 MPa aufweist,
    • wobei die legierungsunabhängige Zugfestigkeit R̃m mindestens 400 MPa beträgt, mit R ˜ m = R m C + Si + Mn + Cr + Mo ,
      Figure imgb0003
       wobei C, Si, Mn, Cr und Mo die jeweiligen Elementgehalte in Gewichtsprozent sind.
  • Im Sinne dieser Anmeldung weist ein nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt eine Dehngrenze von mindestens 1000 MPa auf, wenn die Dehngrenze in wenigstens einer Richtung mindestens 1000 MPa beträgt (also beispielsweise quer oder längs zur Walzrichtung). Das entsprechende gilt für die Zugfestigkeit und die legierungsunabhängige Zugfestigkeit.
  • Bezüglich der Elementgehalte und der Gefügedetails gelten die vorstehenden Erläuterungen bezüglich der Vorteile und bevorzugen Ausführungsvarianten.
  • Durch die erfindungsgemäßen Nachbehandlungsschritte Nachwalzen und Anlassglühen ergibt sich regelmäßig eine Dehngrenze von mindestens 1000MPa, bevorzugte Ausführungsvarianten weisen eine Dehngrenze von mindestens 1200 MPa, insbesondere von mindestens 1400 MPa auf. Ebenso wird eine Zugfestigkeit von mindestens 1100 MPa erreicht, wobei bevorzugte Ausführungsvarianten eine Zugfestigkeit von mindestens 1200 MPa, insbesondere mindestens 1400 MPa aufweisen.
  • Zudem beträgt die legierungsunabhängige Zugfestigkeit R̃m mindestens 400 MPa, bevorzugt mindestens 450 MPa. Die hohe Zugfestigkeit wird also gerade nicht durch hohe Legierung mit zur Härtung beitragenden Elementen (C, Si, Mn, Cr, Mo), sondern durch die die erfindungsgemäßen Nachbehandlungsschritte Nachwalzen und Anlassglühen erreicht. Das zur Festigkeitssteigerung nachbehandelte, kaltgewalzte Stahlflachprodukt hat damit den Vorteil, dass eine hohe Festigkeit auch ohne übermäßige Beilegierung erreicht wird. Daher ist es entsprechend kostengünstiger zu produzieren. Zudem entfallen die negativen Auswirkungen der hohen Legierungsgehalte auf spätere Bearbeitungsschritte wie Schweißen oder Beschichten. Niedrig legierte Stähle sind in dieser Hinsicht einfacher weiterzuverabeiten.
  • Bei einer bevorzugten Variante des zur Festigkeitssteigerung nachbehandelten, kaltgewalzten Stahlflachproduktes ist die Summe der Korngrenzenlängen für Kleinwinkelkorngrenzen eines quadratischen Messfeldes von 50µm*50µm in einem Längsschliff größer als 10mm, bevorzugt größer 15mm, besonders bevorzugt größer 20mm.
  • Unter Kleinwinkelkorngrenzen werden Orientierungsunterschiede des Gitters von kleiner als 15° bezeichnet. Die Summe der Korngrenzenlängen wird mittels der EBSD-Methode ermittelt. Die EBSD-Methode (Electron backscattering diffraction) gehört zu den elektronenmikroskopischen Untersuchungsverfahren. Es werden die Informationen der von der Probe rückgestreuten Elektronen genutzt. Der Elektronenstrahl rastert während einer Analyse die Oberfläche der Probe ab. Die auftreffenden Elektronen werden in der Probe gestreut. Zum Teil treffen diese unter Bragg-Bedingungen auf Gitterflächen des untersuchten Kornes und werden gebeugt. Die entstehenden Beugungsmuster (Kikuchi-Pattern) werden mit Hilfe eines Phosphorschirms aufgenommen und durch eine Software verarbeitet und interpretiert. Die Kikuchi-Pattern enthalten Informationen über die vorliegenden Kristallsymmetrien, die Rückschlüsse auf die untersuchten kristallographischen Phasen und die Orientierung des untersuchten Kornes, sowie auf Gitterverzerrungen, Missorientierungen von Korngrenzen etc. zulassen. Betrachtet man nun ein quadratisches Messfeld von 50µm*50m auf der Oberfläche eines Schliffes entnommen längs zur Walzrichtung (Längsschliff), so ist es möglich die Gesamtlänge der Kleinwinkelkorngrenzen welche Orientierungsunterschiede des Gitters von <15° trennen aufzuaddieren.
  • Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
  • Zur Erprobung der Erfindung sind siebzehn Stahlschmelzen 1-17 erschmolzen worden, deren Zusammensetzung in Tabelle 1 angegeben ist. Zudemzeigt Tabelle 1 das aus der Zusammensetzung ermittelte Kohlenstoffäquivalent Cäq.
  • Die Stahlschmelzen 1-17 sind für die nachfolgenden Versuche 1-17 zu Brammen vergossen worden. Die aus den Stahlschmelzen gegossenen Brammen sind auf eine Wiedererwärmungstemperatur von 1260-1300°C wiedererwärmt worden und anschließend in konventioneller Weise bei einer Warmwalzendtemperatur von 880-990°C jeweils zu einem Warmband mit einer Dicke von 2-3 mm warmgewalzt worden.
  • Die erhaltenen Warmbänder sind auf eine Haspeltemperatur von 525-585°C abgekühlt und bei dieser Haspeltemperatur zu einem Coil gehaspelt worden.
  • Nach der Abkühlung sind die Warmbänder in ebenso konventioneller Weise mit einem über das Kaltwalzen insgesamt erzielten Kaltwalzgrad von im Mittel 20-60 % zu kaltgewalzten Stahlbändern kaltgewalzt worden. Der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad KWG wird hier in der allgemein üblichen Weise nach der Formel KWG = 100 %*(dV-dN)/dV bestimmt, wobei mit dV die Dicke des Warmbands vor dem Kaltwalzen und mit dN die Dicke des erhaltenen Kaltbands nach dem Kaltwalzen bezeichnet ist. Anschließend haben die kaltgewalzten Stahlbänder eine im Durchlauf absolvierte Glühbehandlung bei einer Glühtemperatur von 816-916°C durchlaufen.
  • Die Abkühlung der Stahlbänder auf Raumtemperatur erfolgte in zwei Zwischenschritten. Im ersten Zwischenschritt wurden die Stahlbänder auf eine erste Abkühltemperatur T1 mit 650°C ≤ T 1 ≤ 800°C abgekühlt und für eine erste Haltezeit t1 mit 0s ≤ t 1 ≤ 20s auf der ersten Abkühltemperatur gehalten. Anschließend wurden die Stahlbänder auf eine zweite Abkühltemperatur T2 abgekühlt wird für und eine zweite Haltezeit t2 auf der zweiten Abkühltemperatur T2 gehalten. Hierbei galt für zweite Abkühltemperatur T2 und die zweite Haltezeit t 2:
    450°C ≤ T 2 ≤ 550°C und 60s ≤ t 2 ≤ 500s
  • Alle so erzeugten Stahlbänder wiesen ein Gefüge mit mehr als 10% Martensit und mehr als 60% Ferrit auf.
  • Jedes der in der voranstehend beschriebenen Weise in den Versuchen erhaltenen kaltgewalzten Stahlbänder ist daraufhin zunächst einem Nachwalzen mit einem Nachwalzgrad WG2 unterzogen worden und anschließend einer zusätzlichen als Haubenglühung durchgeführten Anlassglühung, bei der es für mehr als 20 Minuten bei einer Temperatur TG2 gehalten worden ist.
  • Nach der Anlassglühung sind für die erhaltenen Stahlbänder die Dehngrenze und die Zugfestigkeit Rm sowohl längs als auch quer zur Walzrichtung gemessen worden. Die Ergebnisse sind in Tabelle 2 aufgeführt. Aus diesen Messergebnissen wurden zudem der Produktionsindex PWG und die legierungsunabhängige Zugfestigkeit R̃m ermittelt.
  • Es zeigt sich, dass durch das erfindungsgemäß zusätzlich durchgeführte Nachwalzen mit anschließendem Anlassglühen durchweg eine sehr hohe Dehngrenze und eine sehr hohe Zugfestigkeit Rm erreicht wurde. Zugfestigkeit und Dehngrenze wurden nach DIN-EN ISO 6982-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) ermittelt. Lediglich die beiden nicht erfindungsgemäßen Beispiele 6 und 11, die mit 5 % einen geringen Walzgrad WG2 haben, erreichen keine so hohen Festigkeitswerte.
  • Mit dieser Eigenschaftskombination sind erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlbänder optimal für die Herstellung von Bauteilen geeignet, die eine hohe Festigkeit aufweisen, aber nicht die für diese Festigkeit typische hochlegierte chemische Analyse aufweisen. Dadurch werden die damit verbundenen Probleme beim Schweißen und die Kosten der Legierungsbestandteile reduziert.
  • Die Figuren 1 und 2 zeigen beispielhaft für den Stahl aus dem vorbeschriebenen Beispiel Nr. 13 (siehe Tabelle 1) die Steigerung der Dehngrenze durch Nachwalzen ohne Anlassglühen (Figur 1) und durch Anlassglühen ohne vorheriges Nachwalzen (Figur 2). Aufgetragen ist jeweils die Differenz der Dehngrenze zwischen dem Zustand nach dem Nachwalzen bzw. Anlassglühen und dem Ausgangszustand. Dabei wurde die Dehngrenze in allen Fällen quer zur Walzrichtung ermittelt. Figur 1 zeigt diese Differenz als Funktion des Walzgrades. Figur 2 zeigt die Differenz als Funktion der Glühtemperatur beim Anlassglühen. Die Glühzeit betrug in jedem Fall 20 Minuten. Beide Figuren zeigen eine deutliche Steigerung der Dehngrenze durch die jeweilige Nachbehandlung. Durch das Anlassglühen bei 300°C, 400°C und 500°C (Figur 2) hatte der Stahl Nr. 13 eine ausgeprägte Streckgrenze ausgebildet, so dass als Dehngrenze Rel ermittelt und bei der Differenzbildung verwendet wurde. In allen anderen Fällen ergab sich bei der Messung keine ausgeprägte Streckgrenze, so dass als Dehngrenze der Wert Rp02 ermittelt und bei der weiteren Auswertung verwendet wurde.
  • Figur 3 zeigt für den Stahl Nr. 13 den synergetischen Effekt von Nachwalzen und Anlassglühen auf die Festigkeit. Aufgetragen ist die Differenz der Dehngrenze zwischen dem Zustand nach Nachwalzen und Anlassglühen und dem Zustand nach Nachwalzen ohne Anlassglühen. (Ein Walzgrad von 0% meint den Fall ohne Nachwalzen). Wären die beiden Effekte (Nachwalzen und Anlassglühen) auf die Festigkeit unabhängig voneinander, dürfte sich keine Abhängigkeit vom Walzgrad zeigen, da der Effekt des Walzens ja gerade subtrahiert wurde. Für alle drei Nachglühtemperaturen (200°C, 300°C und 400°C) müsste sich ein Verlauf parallel zur x-Achse ergeben. Stattdessen ist jedoch bei allen drei Nachglühtemperaturen ein Anstieg mit steigendem Walzgrad zu erkennen. Der Gesamteffekt geht also über die Summe der beiden Einzeleffekte hinaus. Beim Anlassglühen bei 300°C und 400°C ohne vorheriges Nachwalzen und beim Anlassglühen bei 300°C und 400°C mit vorherigem Nachwalzen mit einem Walzgrad von 10% hatte der Stahl Nr. 13 eine ausgeprägte Streckgrenze ausgebildet, so dass als Dehngrenze Rel ermittelt und bei der Auswertung verwendet wurde. Dies betrifft also die vier Datenpunkte oben links in Figur 3. In allen anderen Fällen ergab sich bei der Messung keine ausgeprägte Streckgrenze, so dass als Dehngrenze der Wert Rp02 ermittelt und bei der weiteren Auswertung verwendet wurde. Die Dehngrenze wurde auch hier in allen Fällen quer zur Walzrichtung ermittelt. Das gleiche Verhalten zeigt sich ebenfalls bei Messungen längs zur Walzrichtung.
  • Die Figuren 4 und 5 zeigen lichtmikroskopische Längsschliffe des Stahls Nr.13 nach Nitalätzung. Deutlich ist in beiden Figuren der hohe Ferritanteil von mehr als 60 Vol.-% zu erkennen. Figur 4 zeigt den Stahl im Ausgangszustand ohne Nachbehandlung. In Figur 5 ist dagegen der Stahl Nr. 13 nach einer Nachbehandlung zur Festigkeitssteigerung gemäß Tabelle 2 dargestellt, bei der der Stahl zunächst mit einem Walzgrad von 30% nachgewalzt und anschließend bei 300°C für mehr als 20 Minuten anlassgeglüht wurde. Die Walzrichtung liegt bei Figur 5 in der Zeichenebene und verläuft horizontal. In Figur 5 sind deutlich die leicht gestreckte Körner der Ferritphase zu erkennen.
  • Anhand der in den Figuren 4 und 5 dargestellten Längsschliffe wurden ebenfalls mit der EBSD-Methode die Summen der Korngrenzenlängen für Kleinwinkelkorngrenzen eines quadratischen Messfeldes von 50µm*50µm ermittelt. Dabei beträgt die Summe der Kleinwinkelkorngrenzen im Ausgangszustand (d.h. Figur 4) 4,27mm. Durch die Nachbehandlung vergrößert sich dieser Wert auf 23,04mm (Zustand gemäß Figur 5). Entsprechende Messungen ergeben für die nachbehandelte Stahlflachprodukte Nr. 16 und Nr. 17 gemäß der Tabellen 1 und 2 13,1mm (Nr. 16) und 17 mm (Nr. 17).
    Beispiel C Si Mn Al Cr Mo P S Cu N V Ni B Ca Ti+Nb+15*B Cäq
    [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%] [Gew.-%]
    1 0,161 0,293 1,95 0,038 0,451 0,103 0,013 0,0006 0,0033 0,005 0,036 0,0011 0,0011 0,062 0,6
    2 0,149 0,356 2,22 0,693 0,667 0,022 0,02 0,0009 0,036 0,0024 0,038 0,0012 0,0002 0,063 0,66
    3 0,151 0,286 1,8 0,034 0,424 0,106 0,013 0,0013 0,019 0,0042 0,007 0,038 0,0011 0,065 0,56
    4 0,149 0,356 2,22 0,693 0,667 0,022 0,02 0,0009 0,036 0,0024 0,038 0,0012 0,0002 0,063 0,66
    5 0,165 0,381 2,25 0,668 0,672 0,009 0,02 0,0023 0,026 0,0042 0,004 0,0013 0,0007 0,062 0,68
    6 0,16 0,27 1,84 0,05 0,43 0,05 0,008 0,001 0,03 0,0043 0,04 0,0013 0,0012 0,071 0,57
    7 0,16 0,27 1,84 0,05 0,43 0,05 0,008 0,001 0,03 0,0043 0,04 0,0013 0,0012 0,071 0,57
    8 0,149 0,356 2,22 0,693 0,667 0,022 0,02 0,0009 0,036 0,0024 0,038 0,0012 0,0002 0,063 0,66
    9 0,16 0,27 1,84 0,05 0,43 0,05 0,008 0,001 0,03 0,0043 0,04 0,0013 0,0012 0,071 0,57
    10 0,165 0,381 2,25 0,668 0,672 0,009 0,02 0,0023 0,026 0,0042 0,004 0,0013 0,0007 0,062 0,68
    11 0,16 0,27 1,84 0,05 0,43 0,05 0,008 0,001 0,03 0,0043 0,04 0,0013 0,0012 0,071 0,57
    12 0,149 0,356 2,22 0,693 0,667 0,022 0,02 0,0009 0,036 0,0024 0,038 0,0012 0,0002 0,063 0,66
    13 0,161 0,293 1,95 0,038 0,451 0,103 0,013 0,0006 0,0033 0,005 0,036 0,0011 0,0011 0,062 0,6
    14 0,165 0,381 2,25 0,668 0,672 0,009 0,02 0,0023 0,026 0,0042 0,004 0,0013 0,0007 0,062 0,68
    15 0,151 0,286 1,8 0,034 0,424 0,106 0,013 0,0013 0,019 0,0042 0,007 0,038 0,0011 0,065 0,56
    16 0,154 0,272 1,84 0,03 0,419 0,104 0,011 0,0004 0,022 0,003 0,005 0,03 0,001 0,001 0,06 0,57
    17 0,164 0,268 1,83 0,033 0,421 0,111 0,013 0,0007 0,019 0,0043 0,005 0,038 0,001 0,0011 0,06 0,58
    Beispiel WG2 TG2 Dehngrenze (längs) Rm (längs) PWG R̃m (längs) Dehngrenze (quer) Rm (quer) R̃m (quer) Erfindungsgemäß
    [%] [°C] [MPa] [MPa] [°C] [MPa] [MPa] [MPa] [MPa]
    1 30 100 1229 1339 0,2 452,67 954 1287 435,09 ja
    2 20 200 1254 1479 0,66 433,22 1085 1475 432,04 ja
    3 10 400 1150* 1.161 2,25 419,59 1127* 1233 445,61 ja
    4 10 400 1417 1423 2,65 416,81 1346* 1439 421,50 ja
    5 30 200 1417 1584 0,45 455,57 1280 1620 465,92 ja
    6 5 100 834 1020 1,13 370,91 718 1024 372,36 nein
    7 20 400 1225 1247 1,13 453,45 1209* 1318 479,27 ja
    8 10 100 1198 1387 0,66 406,27 1112 1420 415,93 ja
    9 20 200 1146 1294 0,57 470,55 1030 1303 473,82 ja
    10 30 100 1396 1550 0,23 445,79 1182 1547 444,92 ja
    11 5 200 963 1.086 2,27 394,91 844 1089 396,00 nein
    12 20 300 1547 1581 0,99 463,09 1401 1607 470,71 ja
    13 30 300 1429 1442 0,6 487,49 1294 1450 490,20 ja
    14 30 400 1617 1632 0,9 469,37 1537* 1648 473,97 ja
    15 10 100 1020 1135 0,56 410,19 838 1124 406,22 ja
    16 10 250 1174 1349 1,42 483,84 1234* 1280 458,95 ja
    17 26 250 1416 1444 0,56 516,82 1310 1460 522,55 ja
    Bei den mit * versehenen Werten der Dehngrenze hatte sich eine ausgeprägte Streckgrenze ausgebildet, so dass Rel ermittelt wurde. Alle anderen Werte der Dehngrenze meinen Rp02.

Claims (9)

  1. Verfahren zum Herstellen eines zur Festigkeitssteigerung nachbehandelten, kaltgewalzten Stahlflachproduktes bei dem ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt bereitgestellt wird, wobei das bereitgestellte Stahlflachprodukt mit Hilfe der folgenden Arbeitsschritte erzeugt wird:
    - Vergießen eines Stahls mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung (in Gew.-%) zu einer Bramme:
    - C: 0,05-0,25 %,
    - Si: 0,05-0,6 %,
    - Mn: 1,0-3,0 %,
    - AI: 0,02-1,5 %,
    - N: weniger als 0,02 %,
    - P: 0,005-0,2 %,
    - S: weniger als 0,05 %
    - einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo" mit der Maßgabe:
    - Cr: 0,2-1,5 %,
    - Mo: 0,003-1,0 %,
    - optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B" mit der Maßgabe:
    - B: weniger als 0,005 %
    - Ti+Nb+15*B: 0,02-0,15 %
    - sowie optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Cu, Ni, Ca" mit der Maßgabe:
    - V: 0,0005-0,05 %
    - Cu: 0,0001-0,5 %
    - Ni: 0,002-0,2 %
    - Ca: 0,0005-0,007 %
    - Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen;
    - Wiedererwärmen der Bramme auf eine 1200-1300 ° C betragende Wiedererwärmungstemperatur;
    - Warmwalzen der wiedererwärmten Bramme zu einem Warmband, wobei die Warmwalzendtemperatur des Warmbands bei Beendigung des Warmwalzens 800-1000°C beträgt;
    - Haspeln des Warmbands bei einer Haspeltemperatur von 400-700 °C;
    - Beizen des Warmbands
    - Kaltwalzen des Warmbands in einem oder mehreren Kaltwalzschritten zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt, wobei der über das Kaltwalzen erzielte Kaltwalzgrad insgesamt 20-80 % beträgt;
    - Durchlaufglühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Durchlaufglühtemperatur von 700-950 °C;
    - Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur
    dadurch gekennzeichnet, dass das bereitgestellte kaltgewalzte Stahlflachprodukt zur Festigkeitssteigerung nachbehandelt wird, wobei die folgenden Arbeitsschritte durchlaufen werden:
    - Nachwalzen des kaltgewalzten Stahlflachproduktes, wobei der über das Nachwalzen erzielte Walzgrad WG2 insgesamt 8-40 % beträgt;
    - Anlassglühen des nachgewalzten Stahlflachproduktes bei einer Nachglühtemperatur TG2 von 100-400°C über eine Glühdauer von 0,2-25 Stunden.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Kohlenstoffäquivalent Cäq aufweist mit C a ¨ q = C + 1 6 Mn + 1 5 Mo + 1 5 Ni + 1 5 Cr + 1 5 V + 1 15 Cu ,
    Figure imgb0004
     und der Produktionsindex PWG mit P WG = T G 2 K ⋅ W G 2 ⋅ C a ¨ q
    Figure imgb0005
     zwischen 0,1 und 2,7 liegt, wobei
    TG2: Nachglühtemperatur in der Einheit °C
    WG2: Walzgrad beim Nachwalzen in %
    Cäq: Kohlenstoffäquivalent in %
    K: Konstante mit dem Wert 10 °C
  3. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein aus mindestens zwei Phasen bestehendes Gefüge aufweist, das (in Vol.-%) mehr als 10 % angelassenen Martensit und mehr als 60% Ferrit enthält.
  4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt zwischen Nachwalzen und Anlassglühen beschichtet, insbesondere elektrolytisch beschichtet, wird.
  5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur zwei Zwischenschritte aufweist, wobei das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in dem ersten Zwischenschritt auf eine erste Abkühltemperatur T1 abgekühlt wird und eine erste Haltezeit t1 auf der ersten Abkühltemperatur T1 gehalten wird, und wobei kaltgewalzte Stahlflachprodukt in dem zweiten Zwischenschritt auf eine zweite Abkühltemperatur T2 abgekühlt wird und eine zweite Haltezeit t2 auf der zweiten Abkühltemperatur T2 gehalten wird, wobei für die Abkühltemperaturen T1, T2 gilt:
    T 1 > T 2 , 450°C ≤ T 1 ≤ 800°C und 400°C ≤ T 2 ≤ 600°C
    und für die Haltezeiten t1, t2 gilt:
    0s ≤ t 1 ≤ 20s und 0s ≤ t 2 ≤ 900s
  6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das für die Härtung bereitgestellte kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer metallischen Schutzbeschichtung versehen ist, die insbesondere durch Schmelztauchbeschichten aufgetragen wird.
  7. Zur Festigkeitssteigerung nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt, das
    - aus einem Stahl mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung besteht (in Gew.-%)
    - C: 0,05-0,25 %,
    - Si: 0,05-0,6 %,
    - Mn: 1,0-3,0 %,
    - Al: 0,02-1,5 %,
    - N: weniger als 0,02 %,
    - P: 0,005-0,2 %,
    - S: weniger als 0,05 %
    - einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo" mit der Maßgabe:
    - Cr: 0,2-1,5 %,
    - Mo: 0,003-1,0 %,
    - optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ti, Nb, B" mit der Maßgabe:
    - B: weniger als 0,005 %
    - Ti+Nb+15*B: 0,02-0,15 %
    - sowie optional einem oder mehrere Elemente aus der Gruppe "V, Cu, Ni, Ca" mit der Maßgabe:
    - V: 0,0005-0,05 %
    - Cu: 0,0001-0,5 %
    - Ni: 0,002-0,2 %
    - Ca: 0,0005-0,007 %
    - Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
    und
    - eine Dehngrenze von mindestens 1000 MPa und eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 1100 MPa aufweist,
    - wobei die legierungsunabhängige Zugfestigkeit R̃m mindestens 400 MPa beträgt, mit R ˜ m = R m C + Si + Mn + Cr + Mo ,
    Figure imgb0006
     wobei C, Si, Mn, Cr und Mo die jeweiligen Elementgehalte in Gewichtsprozent sind
    - und wobei der Stahl ein mindestens aus zwei Phasen bestehendes Gefüge aufweist, das (in Vol.-%) mehr als 10% angelassenen Martensit und mehr als 60% Ferrit umfasst.
  8. Zur Festigkeitssteigerung nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Stahl ein Kohlenstoffäquivalent Cäq aufweist mit C a ¨ q = C + 1 6 Mn + 1 5 Mo + 1 5 Ni + 1 5 Cr + 1 5 V + 1 15 Cu ,
    Figure imgb0007
     das im Bereich 0,3 % bis 1,3 % liegt.
  9. Zur Festigkeitssteigerung nachbehandeltes, kaltgewalztes Stahlflachprodukt nach einem der Ansprüche 7 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Summe der Korngrenzenlängen für Kleinwinkelkorngrenzen eines quadratischen Messfeldes von 50µm*50µm in einem Längsschliff größer ist als 10mm, bevorzugt größer 15mm, besonders bevorzugt größer 20mm.
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