EP4136265A1 - Verfahren zur herstellung eines stahlbandes mit einem mehrphasengefüge und stahlband hierzu - Google Patents

Verfahren zur herstellung eines stahlbandes mit einem mehrphasengefüge und stahlband hierzu

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Publication number
EP4136265A1
EP4136265A1 EP21718871.3A EP21718871A EP4136265A1 EP 4136265 A1 EP4136265 A1 EP 4136265A1 EP 21718871 A EP21718871 A EP 21718871A EP 4136265 A1 EP4136265 A1 EP 4136265A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
steel strip
steel
annealing
weight
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
EP21718871.3A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Konstantin MOLODOV
Jan ROIK
Ingwer Denks
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Salzgitter Flachstahl GmbH
Original Assignee
Salzgitter Flachstahl GmbH
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Filing date
Publication date
Application filed by Salzgitter Flachstahl GmbH filed Critical Salzgitter Flachstahl GmbH
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Pending legal-status Critical Current

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Definitions

  • the invention relates to a method for producing a steel strip with a multiphase structure and a steel strip with a multiphase structure.
  • a steel strip is understood to be a hot-rolled or cold-rolled and annealed steel strip.
  • Usual thicknesses of a hot-rolled steel strip, also referred to as hot strip, are between 2 mm and 8 mm.
  • Cold-rolled, annealed steel strips are referred to as cold strip or thin sheet and usually have thicknesses in the range from 0.5 mm to 2.5 mm.
  • the steel suppliers take the above-mentioned task into account by providing high-strength steels.
  • high-strength steels with a smaller sheet thickness, the weight of the vehicle components can be reduced with the same and possibly even improved component behavior.
  • these newly developed steels must meet the high material requirements in terms of yield strength, tensile strength and elongation at break as well as bake hardening, as well as the high component requirements for toughness, insensitivity to edge cracks, improved bending angle and bending radius, energy absorption and defined hardening via work hardening Have effect.
  • a low yield strength ratio (R e / R m ) of, for example, less than 0.6 combined with a very high tensile strength, strong work hardening and good cold formability is typical for a dual-phase steel and is primarily used for formability in stretching and deep-drawing processes.
  • Dual-phase steels consist of a ferritic basic structure in which a martensitic second phase is embedded. It has been found that in the case of low-carbon, micro-alloyed steels, small proportions of other phases such as bainite and retained austenite have an advantageous effect, for example, on the hole expansion behavior, the bending behavior and the hydrogen-induced brittle fracture behavior. Of the Bainite can be present in different forms, such as upper and lower bainite.
  • a higher yield strength ratio R e / R m is characterized, among other things, by a high one
  • the multiphase structure is characterized by a predominantly ferritic-bainitic basic matrix, with proportions of martensite, tempered martensite, retained austenite and / or pearlite also being present. Delayed recrystallization or precipitation of micro-alloying elements results in strong grain refinement (i.e. fine-grain structure) and thus high strength.
  • these complex or multi-phase steels have higher yield strengths, a higher yield strength or yield strength ratio, less work hardening and a higher hole expansion capacity.
  • Such steels are therefore excellently suited for the production of components with complex geometry, in particular in the case of components subject to crash loads which require a high energy absorption capacity.
  • Multiphase steels are known, for example, from the laid-open specifications DE 102012 002 079 A1 and DE 102015 111 177 A1. With those revealed there
  • the cold-rolled steel strips are usually annealed in the continuous annealing process in a recrystallizing process to form easily deformable sheet for economic reasons.
  • the process parameters such as throughput speed, annealing temperatures and Cooling speed, can be adjusted according to the required mechanical-technological properties with the necessary structure.
  • Grains of different sizes can transform into different phase components when they cool down from the furnace temperature and cause further inhomogeneity.
  • the cold strip is heated in the continuous annealing furnace to a temperature at which the required structure formation (for example dual or complex phase structure) occurs during cooling.
  • the annealing treatment usually takes place in a continuous hot-dip galvanizing plant, in which the heat treatment or annealing and the subsequent galvanizing take place in a continuous process.
  • the required structure is only set during the annealing treatment in the continuous furnace in order to achieve the required mechanical properties.
  • a disadvantage of these multi-phase or complex-phase steels has been found to be that, after the austenitizing annealing of the hot or cold strip in a continuous furnace, a high yield strength ratio can be achieved however, at the expense of a lower elongation at break Aso compared to dual-phase steels. If a high elongation at break Aso is required, a high elongation limit ratio can no longer be set reliably in the process. The reason for this is that during the large-scale continuous annealing process, depending on the alloy concept, the conversion of the austenite back to bainite does not take place completely, since the retained austenite in the holding area is enriched with carbon at temperatures of 200 ° C to 500 ° C and is thereby stabilized.
  • the invention is therefore based on the object of a method for producing a steel strip with a multiphase structure and a steel strip with a
  • the method is intended to compensate for the drop in the yield strength and thus achieve a combination of high yield strength or high yield strength ratio and high elongation at break.
  • a corresponding cold-rolled or hot-rolled steel strip should also be specified.
  • the method for producing a steel strip with a multi-phase structure with the following steps:
  • - First annealing in particular a continuous annealing of the steel strip, in particular the cold-rolled steel strip, at a temperature between 750 ° C up to and including 950 ° C for a total of 10 s to 1200 s, in particular from 50 s to 650 s, and then first cooling the steel strip to a temperature between 200 ° C up to and including 500 ° C with an average cooling rate of 2 K / s to 150 K / s, in particular from 5 K / s to 100 K / s,
  • the yield strength can vary depending on the process parameters variably set on the finish annealing and final cooling, and a high ratio of Rp o, 2-yield strength of the finish annealed steel strip to the tensile strength R m of the finish annealed steel strip are achieved.
  • the steel strip according to the invention has good weldability and has a low tendency towards liquid metal and hydrogen embrittlement.
  • the two process steps “final annealing and final cooling” can be directly related in the course of the process according to the invention for producing a steel strip in terms of time and location or, depending on the circumstances, shifted by hours or days or take place at a different location.
  • the example steels Div, Dv are identical in their alloy composition and are only given a different index for later description.
  • An essential difference between the example steels according to the invention and the reference steels is a lower carbon content, which improves weldability and minimizes the susceptibility to liquid metal and hydrogen embrittlement.
  • the reference steels Ai and B N are not according to the invention because the C content is too high. This results in poorer weldability. In addition, the tensile strength is too low (less than 920 MPa).
  • the reference steels Ai and B N also do not respond as effectively to the treatment according to the invention.
  • the effect of the elements in the steel strip according to the invention with a multi-phase structure is described in more detail below.
  • the multi-phase steels are typically chemically structured in such a way that alloying elements are combined with and without micro-alloying elements.
  • Accompanying elements are unavoidable and are taken into account in the analysis concept with regard to their effect if necessary.
  • Hydrogen (H) is the only element that can diffuse through the iron lattice without creating lattice tension. This means that the hydrogen in the iron lattice is relatively mobile and can be absorbed relatively easily during manufacture. Hydrogen can only be absorbed into the iron lattice in atomic (ionic) form. Hydrogen has a very embrittling effect and diffuses preferentially to energetically favorable locations (defects, grain boundaries, etc.). Defects act as hydrogen traps and can reduce the dwell time of the Significantly increase the amount of hydrogen in the material. Recombination to molecular hydrogen can cause cold cracks. This behavior occurs with hydrogen embrittlement or with hydrogen-induced stress corrosion cracking. Hydrogen is also often cited as the reason for a delayed crack, the so-called delayed fracture, which occurs without external stresses. Therefore, the hydrogen content in the steel should be as low as possible.
  • Oxygen (O) In the molten state, the steel has a relatively high absorption capacity for gases, but at room temperature oxygen is only soluble in very small amounts. Similar to hydrogen, oxygen can only diffuse into the material in atomic form. Because of the highly embrittling effect and the negative effects on aging resistance, attempts are made to reduce the oxygen content as much as possible during production. To reduce the oxygen, there are procedural approaches such as vacuum treatment on the one hand and analytical approaches on the other. By adding certain alloy elements, the oxygen can be converted into less dangerous conditions. A binding of the oxygen via manganese, silicon and / or aluminum is usually common. However, the resulting oxides can cause negative properties as defects in the material. In the case of a fine precipitation, especially of aluminum oxides, on the other hand, a
  • Nitrogen (N) is also an accompanying element in steel production. Steels with free nitrogen tend to have a strong aging effect. The nitrogen diffuses at dislocations even at low temperatures and blocks them. It thus causes an increase in strength combined with a rapid loss of toughness.
  • the nitrogen can be set in the form of nitrides by adding aluminum or titanium to the alloy. For the reasons mentioned above, the optional nitrogen content is limited to ⁇ 0.016% by weight or to amounts that are unavoidable in steel production.
  • sulfur (S) is bound as a trace element in iron ore. It is undesirable in steel (with the exception of free-cutting steels), as it tends to segregate strongly and has a strong embrittling effect. Attempts are therefore made to use the smallest possible amounts of To achieve sulfur in the melt (e.g. by a deep vacuum treatment).
  • the sulfur present is converted into the relatively harmless compound manganese sulfide (MnS) by adding manganese.
  • MnS manganese sulfide
  • the manganese sulfides are often rolled out in lines during the rolling process and act as nucleation sites for the transformation. In the case of diffusion-controlled transformation in particular, this leads to a distinctly lined structure and, if the lined one is very pronounced, can lead to impaired mechanical properties (e.g. pronounced martensite ropes instead of distributed martensite islands, anisotropic material behavior, reduced elongation at break).
  • the sulfur content is limited to ⁇ 0.005% by weight or to amounts that are unavoidable in steel production.
  • Phosphorus (P) is a trace element from iron ore and is dissolved in the iron lattice as a substitution atom. Phosphorus increases hardness through solid solution strengthening and improves hardenability. As a rule, however, an attempt is made to use the
  • the phosphorus content is limited to ⁇ 0.020% or to amounts that are unavoidable in steel production.
  • Alloy elements are usually added to steel in order to specifically influence certain properties.
  • An alloy element can influence different properties in different steels. The relationships are varied and complex. In the following, the effect of the alloying elements will be discussed in more detail.
  • Carbon (C) is considered to be the most important alloying element in steel. It is only through its targeted introduction of up to 2.06% that iron becomes steel. The carbon content is often drastically reduced during steel production.
  • the multiphase steel according to the invention in particular for continuous hot-dip processing, its proportion is 0.085% by weight to 0.149% by weight, preferably up to 0.115% by weight. Due to its comparatively small atomic radius, carbon is dissolved interstitially in the iron lattice.
  • the solubility in a-iron is a maximum of 0.02% and in g-iron a maximum of 2.06%.
  • carbon significantly increases the hardenability of steel. Due to the different solubility, pronounced diffusion processes are necessary during the phase transition, which can lead to very different kinetic conditions.
  • carbon increases the thermodynamic stability of the austenite, which is shown in the phase diagram in an expansion of the austenite area to lower temperatures. As the forced-release carbon content in the martensite rises, the lattice distortions increase and the associated strength of the non-diffusive phase increases. Carbon is also required to form carbides. A representative that occurs in almost every steel is cementite (Fe3C).
  • the minimum C content is therefore set at 0.085% by weight and the maximum C content at 0.149% by weight, preferably 0.115% by weight.
  • Aluminum (AI) is usually added to steel in order to bind the oxygen and nitrogen dissolved in the iron.
  • the oxygen and nitrogen are converted into aluminum oxides and aluminum nitrides.
  • Aluminum nitride is not precipitated when titanium is present in sufficient quantities. Titanium nitrides have a lower enthalpy of formation and are formed at higher temperatures. In a dissolved state, aluminum, like silicon, shifts the formation of ferrite to shorter times and thus enables sufficient ferrite to be formed. It suppresses also the formation of carbide and thus leads to a delayed transformation of the austenite.
  • Al is also used as an alloying element in retained austenitic steels in order to replace part of the silicon with aluminum.
  • the reason for this approach is that Al is somewhat less critical for the galvanizing reaction than Si.
  • the Al content is therefore limited to 0.005% by weight up to a maximum of 0.1% by weight.
  • Silicon (Si) binds oxygen during casting and thus reduces segregation and impurities in the steel.
  • silicon increases the strength and the yield strength ratio of the ferrite with only a slight decrease in elongation at break. Another important effect is that silicon shifts the formation of ferrite to shorter times, thus allowing sufficient ferrite to form before the quenching.
  • the formation of ferrite enriches the austenite with carbon and stabilizes it. At higher contents, silicon stabilizes in the lower temperature range, especially in the area of
  • Bainite formation by preventing carbide formation significantly increases the austenite.
  • silicon content is high, strongly adhering scale can form, which can impair further processing.
  • silicon can diffuse to the surface during annealing and, alone or together with manganese, form film-like oxides. These oxides worsen the galvanization by impairing the galvanizing reaction (iron solution and inhibition layer formation) when the steel strip is immersed in the zinc melt. This manifests itself in poor zinc adhesion and non-galvanized areas.
  • a suitable furnace operation with an adapted moisture content in the annealing gas and / or a low Si / Mn ratio and / or the use of moderate amounts of silicon can, however, ensure good galvanization of the steel strip and good zinc adhesion.
  • the minimum Si content is set to 0.200% by weight and the maximum Si content is set to 0.750% by weight.
  • Manganese (Mn) is added to almost all steels for desulfurization in order to convert the harmful sulfur into manganese sulfides. Manganese also increases the strength of the ferrite through solid solution strengthening and shifts the conversion to lower temperatures.
  • One of the main reasons for adding manganese to the alloy is the significant improvement in hardenability. Because of the diffusion obstruction becomes the pearlite and bainite transformation postponed for longer times and the martensite start temperature lowered. Like silicon, manganese tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment. Depending on the annealing parameters and the content of other alloy elements (in particular Si and Al), manganese oxides (e.g. MnO) and / or Mn mixed oxides (e.g.
  • Mn2Si04 manganese with a low Si / Mn or Al / Mn ratio is to be regarded as less critical, since globular oxides rather than oxide films are formed. Nevertheless, high manganese contents can negatively affect the appearance of the zinc layer and the zinc adhesion.
  • the Mn content is therefore set to 1.6% by weight to 2.9% by weight, preferably up to 2.6% by weight.
  • Chromium (Cr) The addition of chromium mainly improves hardenability. In the dissolved state, chromium shifts the pearlite and bainite transformation for longer times and at the same time lowers the martensite start temperature. Another important effect is that chromium increases the tempering resistance considerably, so that there is almost no loss of strength in the zinc bath. Chromium is also a carbide former. If chromium is in carbide form, the austenitizing temperature must be high enough before hardening to dissolve the chromium carbides. Otherwise, the increased number of germs can lead to a deterioration in hardenability. Chromium also tends to form oxides on the steel surface during the annealing treatment, which can deteriorate the galvanizing quality. The optional Cr content is therefore set to values from 0.05 to 0.500% by weight.
  • Molybdenum Molybdenum is added in a similar way to chromium to improve hardenability. The pearlite and bainite transformation is pushed to longer times and the martensite start temperature is lowered. Molybdenum also increases the tempering resistance considerably, so that no loss of strength is to be expected in the zinc bath and, through solid solution strengthening, increases the strength of the ferrite.
  • the Mo content is added depending on the dimensions, the system configuration and the structure setting. For cost reasons, the optional Mo content is set at 0.05 to 0.5% by weight.
  • Copper The addition of copper can increase the tensile strength and hardenability. In conjunction with nickel, chromium and phosphorus, copper can be a Form a protective oxide layer on the surface, which can significantly reduce the corrosion rate. In connection with oxygen, copper can form harmful oxides at the grain boundaries, which can have negative effects, especially for hot forming processes. The optional copper content is therefore limited to 0.01 to 0.3% by weight.
  • the optional nickel content is therefore limited to 0.01 to 0.050% by weight.
  • Micro-alloy elements are usually only added in very small amounts ( ⁇ 0.1%). In contrast to the alloying elements, they mainly work through the formation of precipitates, but can also influence the properties in a dissolved state. Despite the small additions, micro-alloy elements have a strong influence on the manufacturing conditions as well as the processing and final properties. As a rule, soluble carbide and nitride formers are used as micro-alloying elements in the iron lattice. The formation of carbonitrides is also possible due to the complete solubility of nitrides and carbides in one another. The tendency to form oxides and sulphides is usually most pronounced with the micro-alloying elements, but is usually prevented in a targeted manner due to other alloying elements.
  • micro-alloying elements are aluminum, vanadium, titanium, niobium and boron. These elements can be dissolved in the iron lattice and form carbides and nitrides with carbon and nitrogen.
  • Titanium (Ti) forms very stable nitrides (TiN) and sulfides (TiS2) even at high temperatures. Depending on the nitrogen content, some of these only dissolve in the melt. If the precipitates created in this way are not removed with the slag, they form coarse particles in the material due to the high temperature at which they are formed, which are usually not beneficial for the mechanical properties are. The binding of free nitrogen and oxygen has a positive effect on toughness. Titanium protects other dissolved micro-alloy elements such as niobium from being set by nitrogen. These can then develop their effect optimally. Nitrides, which are only formed at lower temperatures due to the drop in oxygen and nitrogen content, can also effectively hinder austenite grain growth.
  • Titanium that has not set forms titanium carbides at temperatures above 1150 ° C and can thus cause grain refinement (inhibition of austenite grain growth, grain refinement through delayed recrystallization and / or increase in the number of nuclei with a / Y conversion) and precipitation hardening.
  • the optional Ti content therefore has values from 0.005 to 0.060% by weight.
  • Niobium (Nb) causes a strong grain refinement, since it is the most effective of all micro-alloy elements to delay recrystallization and also to inhibit austenite grain growth.
  • the strength-increasing effect is qualitatively higher than that of titanium, evident from the increased grain refinement effect and the larger amount of strength-increasing particles (binding of titanium to TiN at high temperatures).
  • Niobium carbides are formed at temperatures below 1200 ° C. When nitrogen is bonded with titanium, niobium can increase its strength-increasing effect through the formation of small carbides that are effective in terms of their effect in the lower temperature range (smaller carbide sizes).
  • niobium Another effect of niobium is the retardation of the a / g conversion and the lowering of the martensite start temperature in the dissolved state. On the one hand, this is done through the solute drag effect and, on the other hand, through the grain refinement. This causes an increase in the strength of the structure and thus also a higher resistance to the increase in volume during martensite formation.
  • the addition of niobium to the alloy is limited until its solubility limit is reached. This limits the amount of excretions, but if it is exceeded, it mainly causes an early excretion with very coarse particles. Precipitation hardening can thus be particularly effective in steels with a low carbon content (greater supersaturation possible) and in hot forming processes (deformation-induced precipitation).
  • Vanadium (V) The carbide and nitride formation of vanadium is only just beginning Temperatures around 1000 ° C or even after the a / g conversion, i.e. much later than with titanium and niobium. Vanadium has hardly any grain-refining effect due to the small number of precipitates present in the austenite. Austenite grain growth is also not inhibited by the late precipitation of the vanadium carbides. Thus, the strength-increasing effect is based almost entirely on the
  • V content is therefore limited to values from 0.001 to 0.060% by weight.
  • Boron (B) forms nitrides or carbides with nitrogen as well as with carbon; as a rule, however, this is not the aim.
  • B Boron
  • An increase in hardness on the surface is not achieved (with the exception of boriding with the formation of FeB and Fe2B in the edge zone of a workpiece).
  • attempts are usually made to bind the nitrogen with more affine elements. Titanium in particular can ensure that all of the nitrogen is bound.
  • boron in very small amounts leads to a significant improvement in hardenability.
  • boron The working mechanism of boron can be described in such a way that boron atoms, if the temperature is controlled appropriately, attach themselves to the grain boundaries and there, by lowering the grain boundary energy, make the formation of viable ferrite nuclei significantly more difficult.
  • it When controlling the temperature, it must be ensured that boron is predominantly distributed atomically in the grain boundary and is not present in the form of precipitates due to excessively high temperatures.
  • the effectiveness of boron is reduced with increasing grain size and increasing carbon content (> 0.8%).
  • An amount above 60 ppm also causes a decrease in hardenability, since boron carbides act as nuclei on the grain boundaries.
  • boron diffuses extremely well and has a very high affinity for oxygen, which can lead to a reduction in the boron content in areas near the surface (up to 0.5 mm).
  • annealing at temperatures over 1000 ° C is not recommended. This is also recommended because boron can lead to a strong formation of coarse grains at annealing temperatures above 1000 ° C.
  • Boron is an extremely critical element for the process of continuous hot-dip galvanizing with zinc, as it can be used alone or together with manganese during the Annealing treatment can form film-like oxides on the steel surface. These oxides passivate the strip surface and prevent the galvanizing reaction (iron dissolution and inhibition layer formation).
  • Whether film-like oxides are formed depends both on the amount of free boron and manganese and on the annealing parameters used (e.g. moisture content in the annealing gas, annealing temperature, annealing time). Higher manganese contents and long annealing times tend to lead to more globular and less critical oxides. An increased moisture content in the annealing gas also makes it possible to reduce the amount of boron-containing oxides on the steel surface. For the reasons mentioned above, the B content is limited to values from 0.0001 to 0.0060% by weight.
  • the restoration according to the invention of the R p o, 2-proof strength of the steel strip through the annealing and the final cooling is carried out by utilizing one or more of the following conditions:
  • the Hollomon-Jaffe parameter contains the natural logarithm ln (x).
  • the maximum temperature TH used is the highest temperature that is reached on the surface of the steel strip during the final annealing.
  • This maximum temperature TH is decisive for the Hp value according to the invention and the effect of increasing the elongation limit or the occurring metal-physical processes. Therefore, lower temperatures are neglected during the heating phase of the final annealing.
  • the total duration is defined as the duration of the final annealing. The final cooling is therefore not taken into account in the total duration. In the event that the final annealing takes place in a furnace, the total duration begins with an entry into the furnace and ends with an exit from the furnace. In a known manner, the final annealing can alternatively also take place inductively or conductively.
  • the Hollomon-Jaffe parameter Hp as a process parameter in addition to the temperature and the total duration, represents a further process condition for the final annealing.
  • Hp restricts the possible combinations of maximum temperature TH and total duration J such that 12 ⁇ 10 3 >Hp> 7.5 x 10 3 , preferably 10.5 x 10 3 >
  • the steel strip is finally annealed in such a way that the finally annealed and finally cooled steel strip has a value of the tensile strength R m of the steel strip after the final cooling which has increased compared to a value of the tensile strength R m of the steel strip before the final annealing and / or the finally annealed and finally cooled Steel strip has a value of the tensile strength R m of the steel strip after final cooling, which is retained compared to a value of the tensile strength R m of the steel strip before the final annealing in the sense of not less than before the final annealing.
  • the finally annealed and finally cooled steel strip advantageously has a
  • the steel strip is finally annealed at a maximum temperature of above 200 ° C. and / or at a maximum temperature of up to 400 ° C. and / or for a total duration of 10 s to 500 s.
  • an intermediate annealing in particular a continuous annealing, at a temperature between 200 ° C up to and including 500 ° C for a total of 10 s is subjected to 430 s.
  • the steel strip is cooled to a subcooling temperature below 50 ° C. and optionally down to room temperature.
  • the steel strip is cooled down after the first annealing and before the first cooling to an intermediate temperature greater than 600 ° C.
  • the steel strip is cooled at an average cooling rate of 0.1 K / s to 30 K / s over a period of 5 s to 300 s.
  • the steel strip is finally annealed in several stages (for example in several successive furnaces). If the final annealing is carried out in stages, TH, T and the Hp value must be calculated as follows:
  • the total duration of the n-stage annealing is calculated as:
  • the hot or cold rolled steel strip is produced from the aforementioned steel but with a C content of 0.085 to 0.115% by weight and / or from the aforementioned steel but with an Mn content of 1.6 to 2 , 6% by weight is produced.
  • the steel strip before the final annealing with a rolling force F [N]> (0.5 x ⁇ ), where ⁇ is the width of the steel strip in mm, with a maximum degree of rolling of 1.5%.
  • a steel strip with a multiphase structure consisting of the following elements in% by weight: C: from 0.085 to 0.149; AI: from 0.005 to 0.1; Si: from 0.2 to 0.75; Mn: from 1.6 to 2.9;
  • P ⁇ 0.02; S: ⁇ 0.005; and optionally from one or more of the following elements in% by weight: Cr: 0.05 to 0.5; Mo: 0.05 to 0.5; Ti: 0.005 to 0.060; Nb: 0.005 to 0.060; V: 0.001 to 0.060; B: 0.0001 to 0.0060; N: 0.0001 to 0.016; Ni: 0.01 to 0.5; Cu: 0.01 to 0.3; Remainder iron including usual steel-accompanying elements, characterized in that the steel band of greater than 5600 MPa%, in particular of greater than 7200 MPa%, having a product of R p o, 2- yield strength and elongation at rupture A80.
  • This steel strip is advantageously manufactured using the manufacturing method described above.
  • the steel is alloyed with Cr and Mo, where Mn + Cr + 4 ⁇ Mo> 2.5% by weight and 0.1% by weight ⁇ Mo ⁇ 0.5% by weight apply.
  • the steel strip particularly preferably has a minimum tensile strength of 920 MPa, in particular 980 MPa and / or a bake hardening value BH2 of> 25 MPa and / or a residual austenite content of less than 10%, in particular less than 5%.
  • the steel band m, a ratio of R p o, 2- yield strength of the finish annealed steel strip and endabgekühlten to the tensile strength R of the finish annealed steel strip and endabgekühlten comprising greater than 0.68 up to and including 0.97.
  • the structure of the finally annealed and finally cooled steel strip advantageously has the following composition: Ferrite: less than 60%; Bainite + martensite: 30% to 98%; Retained austenite: less than 10%, in particular less than 5%.
  • the percentages given for the structural components relate to parts of the area that are usually also taken over as proportions by volume.
  • At least 1% fresh martensite is present in the structure of the steel strip before the final annealing.
  • the presence of fresh martensite makes the present invention particularly effective, since the fresh martensite ensures a reduction in the yield strength, which is compensated for by the heat treatment according to the invention.
  • the more fresh martensite is present the more this beneficial effect of the heat treatment increases.
  • the structure of the finally annealed and finally cooled steel strip is advantageously characterized in that the structure has a KGs characteristic value of less than 0.4, in particular less than 0.3.
  • room temperature is understood to mean a temperature between 10 ° C to 40 ° C, preferably 15 ° C to 25 ° C.
  • the method for producing a high-strength steel strip according to the invention with a multiphase structure takes place from a cold or hot rolled steel strip of different thickness via a continuous annealing system or optionally via a hot-dip galvanizing system.
  • a first annealing process the cold or hot rolled strip is continuously annealed at a temperature between 750 ° C and 950 ° C for a total of 10 s to 1200 s in order to set the desired degree of austenitization.
  • a phase portion of recovered and / or recrystallized ferrite is retained.
  • the tendency to recovery and / or recrystallization can be controlled by the optional elements such as Mo, Ni, Ti and V, with higher contents of these elements leading to delayed recrystallization kinetics.
  • intermediate annealing follows in this temperature range between 200 ° C to 500 ° C inclusive for a total of 10 s up to 430 s with the aim of converting austenite into bainite. Hot-dip finishing can be carried out as an option.
  • Mn, Mo, Cr, Ni, Nb and B in particular can be added.
  • the austenite is not completely transformed, since the retained austenite is enriched with carbon and thus stabilized.
  • the remaining austenite can only be converted to martensite by cooling to a subcooling temperature of less than 100 ° C., preferably less than 50 ° C. with an average cooling rate of 1 K / s to 50 K / s.
  • glissile dislocations are generated in the surrounding structure, which is expressed from a technological point of view in a lowering of the R p o, 2-yield strength.
  • a heat treatment is necessary after cooling below 100.degree. C., preferably below 50.degree.
  • the tetragonism of the martensitic tetragonal body-centered phase is broken down, as carbon diffuses into the surrounding structural areas and glissile (slidable) dislocations become sessile (immobile) dislocations as a result of Cotrell clouds.
  • the final structure of the multiphase steel according to the invention is composed of ⁇ 60% ferrite, 30 to 98% bainite and martensite (fresh or tempered before the final annealing and tempered after the final annealing), with at least 1% fresh martensite present before the final annealing, as well as a low content of retained austenite less than 10%, preferably less than 5%.
  • the individual annealing treatments can be designed in several stages or additional annealing treatments can be provided in relation to the overall process.
  • Tables 2a and 2b the relevant process parameters of the continuous annealing are listed for an exemplary selection of temperature cycles la to VII of the continuous annealing, which are used for the production of the steel strip according to the invention. The following process parameters are listed in Tables 2a and 2b:
  • T IA maximum annealing temperature in the intercritical area (first annealing)
  • ti A duration of annealing (first annealing)
  • THD temperature hot-dip coating (intermediate annealing)
  • the final annealing is described as the last step of the continuous annealing by the Hollomon-Jaffe parameter Hp described above.
  • Laboratory tests and large-scale tests with the temperature cycles specified in Tables 2a and 2b were carried out and the steel strip produced was then characterized with regard to mechanical-technological parameters.
  • Laboratory tests each relate to the last step of the final annealing after To has been reached and were simulated on a previously large-scale steel strip in a continuous annealing on a laboratory scale in order to determine the dependence of the final properties on the Hp value.
  • table 3 divided into tables 3a and 3b - mechanical characteristics in the longitudinal direction (rolling direction) of the reference steels Ai and B and inventive example steels Cm, Div, Dv, Evi, Fvn and Gvm before and after the final annealing as well as the relative change of the R p o, 2-proof stress specified value Hp by final annealing at an appropriate.
  • the following mechanical parameters are listed in Tables 3a and 3b:
  • AR m change in tensile strength due to final annealing
  • D Rpo , 2 / R P O , 2 ° Relative increase in the yield strength through final annealing
  • the reference steels and steels of the invention possess example before the final annealing a comparable R p o, 2-proof stress (R p o, 2 °).
  • R p o, 2 ° a comparable R p o, 2-proof stress
  • RR P o, 2 f / R m f according to the invention can be achieved as steel of 0.93 (see, for example, temperature cycle purple).
  • the example steel according to the invention retains a high elongation at break of>
  • the tensile strength of the steels according to the invention also increases as a result of the final annealing, so that a final tensile strength R m f of> 920 MPa is achieved, which is significantly higher than the tensile strength R m f of the reference steels Ai and BN.
  • the example steels Cm, Div and Dv treated according to the temperature cycles Ulf, IVe, Vg, Vh have not been assessed as inventive, since the Hp value is less than or equal to 7.5 and the increase in the yield point is less than 5% .
  • 1 is a achieved by the inventive annealing relative increase the R p o
  • 2-proof strength of the steel sheet is represented as a function of the Jaffe Hollomon parameter Hp by diagram.
  • a ratio DR p o , 2 / R p o , 2 ° of the change in the R p o , 2 yield point (DR p o , 2) of the steel strip due to the final annealing to the R p is shown in an x / y diagram o
  • 2-proof stress of the steel strip before final annealing R P o , 2 °
  • the Hollomon-Jaffe parameter Hp TH (ln ([) + 20) [10 3 ] with TH in K (maximum final annealing temperature after cooling to the subcooling temperature To) and in h with values from 6 to 11 [10 3 ] on the x-axis.
  • the Hollomon-Jaffe parameter Hp can be used to characterize the conditions of the final glow over the final glow duration and the maximum final glow temperature TH.
  • five curves are drawn for the reference steel Ai with the temperature cycle group la-f, for the reference steel Bn with the temperature cycle group lla-e, for the example steel according to the invention with the temperature cycle group II la-f and the invention Example steels Div and Dv with temperature cycle groups IVa-e and Va-h.
  • the curves were determined using measurement data from the experiments (see Table 3) by an adapted Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorow equation (see, for example, A. Kolmogoroff; Izv. Akad. Nauk SSSR Ser. Mat.
  • a significantly higher increase in the yield strength compared to the reference steels Ai and Bn can be seen in the example steels Cm, Div and Dv according to the invention.
  • the increase is of the R p o, 2-yield strength for steel Cm, processed through temperature cycle IIIa-f, for steel Div, processed through temperature cycle IVa-e, and for steel Dv, processed over temperature cycle Va-h already over 20%, while the reference steels Ai and B N are ⁇ 10%.
  • the example steels according to the invention therefore show a significant increase in the yield strength even at lower Hp values, which is due to their composition, in particular the increased Si content, whereby cementite precipitations are avoided and the carbon necessary for increasing the yield strength remains dissolved.
  • the C content of reference steels A and B is significantly higher, the increase in the yield strength is significantly lower compared with the steels according to the invention.
  • Table 4 lists the structural components for the steels Ai-Gvm.
  • the structural components were determined in the longitudinal section perpendicular to the roll surface on the basis of measurements by means of electron backscatter diffraction with the aid of the Kikuchi strip contrast and light-optical recordings.
  • the particle diameters were determined from the measurements by means of electron backscatter diffraction, where a grain is defined by the fact that it has a grain boundary with a disorientation angle of> 15 ° (so-called large-angle grain boundary - GWKG, see G. Gottstein, Physical Basics of Material Science, Springer-Verlag Berlin Heidelberg, 2007).
  • the structure of the steels according to the invention Cm-Gvm is composed of ⁇ 60% ferrite, 30 to 98% bainite and martensite (fresh or tempered martensite before the final annealing and tempered martensite after the final annealing), with at least 1% fresh martensite before the final annealing , as well as a content of retained austenite ⁇ 10%, in particular ⁇ 5%.
  • the structure of the steels according to the invention Cm to Gvm has a KGs characteristic value ⁇ 0.4, preferably ⁇ 0.3.
  • fresh martensite Due to its formation mechanism, fresh martensite has a high dislocation density and high hardness. In the case of electron backscatter diffraction, such areas appear darker in the Kikuchi band contrast than other structural components, since the diffraction condition is violated by a disturbed crystal lattice. From this, the proportion of fresh martensite can be determined quantitatively. Alternatively, the formation of fresh martensite can be determined with the help of dilatometry based on the change in volume when a sample is cooled.
  • the KGs value does not change during the final annealing.
  • the percentages given for the structural components relate to parts of the area that are usually also taken over as proportions by volume.
  • martensite is defined as tempered if the fresh martensite was subsequently annealed again at least at a minimum temperature of 100 ° C after its formation.
  • the minimum temperature of 100 ° C. corresponds to the minimum temperature of the final annealing according to the invention.
  • the fresh martensite before the final annealing is then understood as tempered martensite after the final annealing.
  • Fresh martensite is therefore a conversion product of austenite, which is created when it is cooled and is not tempered.
  • a temperature cycle according to the invention requires an Hp value of> 7.5.
  • a KGs value of ⁇ 0.3 does not necessarily mean that any temperature cycle is successful, but it is an advantageous criterion for the final annealing to be successful from Hp> 7.5.
  • the KGs value does not change during the final annealing. Due to the restriction of the form factor to F ⁇ 3, very elongated, irregular structural components from the rolling process are irrelevant when considering the grain sizes.
  • the KGs parameter thus correlates with coarse structural components that are newly formed during cooling after the first annealing.
  • the structural components newly formed after the first annealing are decisive for the yield strength, since the formation of fresh martensite in these areas reduces the yield strength.
  • short diffusion paths are necessary, which preferably requires the smallest possible grain size and thus a low KGs parameter ⁇ 0.4, advantageously ⁇ 0.3.
  • FIG. 1 An exemplary comparison of the microstructure of the reference steel Bn (left microstructure) with a KGs characteristic value of 0.58 and example steel Div (right microstructure) with a KGs characteristic value of 0.1 is shown in FIG.
  • Grains with an equivalent diameter d> 5 qm and form factor F ⁇ 3 are marked in gray in Figure 2, the remaining fine structure is shown in white.
  • the lowest possible proportion of grains shown in gray is advantageous for the invention, which is reflected by the KGs characteristic value.

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Abstract

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

Description

Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hierzu
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge sowie ein Stahlband mit einem Mehrphasengefüge.
Als Stahlband wird nachfolgend ein warm- oder kaltgewalztes und geglühtes Stahlband verstanden. Übliche Dicken eines warmgewalzten Stahlbandes, auch als Warmband bezeichnet, liegen zwischen 2 mm und 8 mm. Kaltgewalzte, geglühte Stahlbänder werden als Kaltband oder als Feinblech bezeichnet und weisen üblicherweise Dicken im Bereich von 0,5 mm bis 2,5 mm auf.
Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller stetig, Lösungen zur Senkung des Flottenkraftstoffverbrauches und CC>2-Abgasausstoßes unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu finden. Dabei spielt einerseits die Gewichtsersparnis aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle, andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer Beanspruchung im Betrieb wie auch im Crashfall.
Die Stahllieferanten tragen durch die Bereitstellung von höchstfesten Stählen o.g. Aufgabenstellung Rechnung. Darüber hinaus kann durch die Bereitstellung höchstfester Stähle mit geringerer Blechdicke das Gewicht der Fahrzeugkomponenten bei gleichem und eventuell sogar verbessertem Bauteilverhalten reduziert werden.
Diese neu entwickelten Stähle müssen neben der geforderten Gewichtsreduzierung den hohen Materialanforderungen bezüglich Dehngrenze, Zugfestigkeit und Bruchdehnung sowie Bake-Hardening genügen, wie auch den hohen Bauteilanforderungen nach Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, verbesserten Biegewinkel und Biegeradius, Energieabsorption sowie eine definierte Verfestigung über den Work-Hardening-Effekt aufweisen.
Darüber hinaus muss eine gute Verarbeitbarkeit gewährleistet werden. Dies betrifft sowohl die Prozesse beim Automobilhersteller, zum Beispiel Stanzen und Umformen, optionale thermische Vergütung mit nachgeschaltetem optionalem Anlassen, Schweißen und/oder einer Oberflächennachbehandlung, wie Phosphatieren und KTL- Lackieren und auch die Fertigungsprozesse beim Vormateriallieferanten, wie beispielsweise Oberflächenveredelung durch metallische oder organische Beschichtung.
Auch wird zunehmend eine verbesserte Fügeeignung beispielsweise in Form von besserer allgemeiner Schweißbarkeit, wie einem größeren nutzbaren Schweißbereich beim Widerstandspunktschweißen und ein verbessertes Versagensverhalten der Schweißnaht (Bruchbild) unter mechanischer Beanspruchung, sowie eine hohe Beständigkeit gegenüber Flüssigmetallversprödung (LME - Liquid Metal Embrittlement) gefordert. Zudem wird eine ausreichende Resistenz gegenüber verzögerter Wasserstoffversprödung (d. h. delayed fracture free) angestrebt. Gleiches gilt für die Schweißeignung höchstfester Stähle bei der Herstellung von Rohren, die zum Beispiel mittels des Hochfrequenz-Induktionsschweißverfahrens (HFI) hergestellt werden.
Von der Automobilindustrie werden zunehmend Stahlsorten nachgefragt mit je nach Anwendungsfall deutlich unterschiedlichen Anforderungen hinsichtlich des Verhältnisses der Streckgrenze Re bzw. Dehngrenze Rpo,2Zur Zugfestigkeit Rm.
Die an den Stahlwerkstoff geforderte Eigenschaftskombination stellt letztendlich einen bauteilspezifischen Kompromiss aus Einzeleigenschaften dar. Diese Eigenschaften reichen aber bei immer komplexeren Bauteilgeometrien oft nicht mehr aus.
Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) von zum Beispiel unter 0,6 bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, eine starke Kaltverfestigung und eine gute Kaltumformbarkeit, ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen.
Dualphasenstähle bestehen aus einem ferritischen Grundgefüge, in das eine martensitische Zweitphase eingelagert ist. Es hat sich herausgestellt, dass bei kohlenstoffarmen, mikrolegierten Stählen geringe Anteile weiterer Phasen wie Bainit und Restaustenit sich vorteilhaft zum Beispiel auf das Lochaufweitverhalten, das Biegeverhalten und das wasserstoffinduzierte Sprödbruchverhalten auswirken. Der Bainit kann hierbei in unterschiedlichen Erscheinungsformen, wie zum Beispiel oberer und unterer Bainit vorliegen.
Ein höheres Streckgrenzenverhältnis Re/Rm wie es für Komplex- oder Mehrphasenstähle typisch ist, zeichnet sich unter anderem durch einen hohen
Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten der einzelnen Gefügebestandteile zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt. Auch weisen diese Stähle ein hohes Energieaufnahmevermögen in Crashsituationen auf, weshalb diese Komplex- oder Mehrphasenstähle im Automobilbau zunehmend Anwendung finden. Das Mehrphasengefüge zeichnet sich durch eine überwiegend ferritisch- bainitische Grundmatrix aus, wobei auch Anteile an Martensit, angelassenem Martensit, Restaustenit und/oder Perlit vorliegen können. Durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von Mikrolegierungselementen wird eine starke Kornfeinung (d. h. feinkörniges Gefüge) und damit eine hohe Festigkeit bewirkt.
Diese Komplex- oder Mehrphasenstähle besitzen im Vergleich zu Dualphasenstählen höhere Streckgrenzen, ein größeres Streck- beziehungsweise Dehngrenzenverhältnis, eine geringere Kaltverfestigung und ein höheres Lochaufweitvermögen. Derartige Stähle sind daher zur Herstellung von Bauteilen mit komplexer Geometrie, insbesondere bei crashbeanspruchten Bauteilen, die ein hohes Energieaufnahmevermögen erfordern, hervorragend geeignet.
Mehrphasenstähle sind zum Beispiel aus den Offenlegungsschriften DE 102012 002 079 A1 und DE 102015 111 177 A1 bekannt. Mit den dort offenbarten
Werkstoffeigenschaften sind zwar schon relativ komplexe Bauteilgeometrien darstellbar, jedoch besteht Bedarf an noch höheren Dehngrenzenverhältnissen, mit denen noch komplexere Bauteilgeometrien bei hoher Kantenrisssicherheit und hohem Energieaufnahmevermögen zu realisieren sind.
Sollen Feinbleche erzeugt werden, werden die kaltgewalzten Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen üblicherweise im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt müssen die Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und Abkühlgeschwindigkeit, entsprechend den geforderten mechanisch-technologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt werden.
Zur Erzielung eines feinkörnigen Gefüges nach dem Durchlaufglühvorgang wird bekanntermaßen in Abhängigkeit von der Rekristallisationstemperatur ein
Mindestkaltwalzgrad eingestellt, um eine entsprechende Versetzungsdichte für die Rekristallisationsglühung einzustellen.
Ist der Kaltabwalzgrad zu gering - auch in lokalen Bereichen -, kann die kritische Schwelle zur Rekristallisation nicht überwunden werden, so dass ein feinkörniges und relativ gleichmäßiges Gefüge nicht erreicht werden kann. Durch unterschiedliche Korngrößen im Kaltband stellen sich auch nach der Rekristallisation unterschiedliche Korngrößen im finalen Gefüge ein, was zu Kennwertschwankungen führt.
Verschieden große Körner können beim Abkühlen von der Ofentemperatur zu unterschiedlichen Phasenbestandteilen umwandeln und für eine weitere Inhomogenität sorgen.
Zur Erreichung des jeweils geforderten Gefüges wird das Kaltband im Durchlaufglühofen auf eine Temperatur aufgeheizt, bei der sich während der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung (zum Beispiel Dual- oder Komplexphasengefüge) einstellt.
Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Kaltbandes schmelztauchverzinkt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einer kontinuierlichen Feuerverzinkungsanlage, bei der die Wärmebehandlung oder Glühung und die nachgeschaltete Verzinkung in einem kontinuierlichen Prozess stattfinden.
Auch beim Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.
Als nachteilig hat sich bei diesen Mehrphasen- oder Komplexphasenstählen herausgestellt, dass zwar nach der austenitisierenden Glühung des Warm- oder Kaltbandes im Durchlaufofen ein hohes Dehngrenzenverhältnis erreichbar ist, dies jedoch auf Kosten einer geringeren Bruchdehnung Aso gegenüber Dualphasenstählen erzielt wird. Wird eine hohe Bruchdehnung Aso gefordert, so kann ein hohes Dehngrenzenverhältnis nicht mehr prozesssicher eingestellt werden. Ursächlich hierfür ist, dass während des großtechnischen Durchlaufglühvorgangs je nach Legierungskonzept die Rückumwandlung des Austenits in Bainit nicht vollständig stattfindet, da sich der Restaustenit im Haltebereich bei Temperaturen von 200 °C bis 500 °C mit Kohlenstoff anreichert und dadurch stabilisiert wird. Durch die finale Abkühlung auf eine Temperatur kleiner als 100 °C wandelt dann der verbleibende Austenit zu Martensit (frischer Martensit) um. Durch die Bildung von frischem Martensit und der einhergehenden Scherverformung werden im umliegenden Gefüge gleitfähige Versetzungen erzeugt, was sich aus technologischer Sicht in einer Absenkung der Rpo,2-Dehngrenze sowie in erhöhter Kantenrissempfindlichkeit äußert.
Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und ein Stahlband mit einem
Mehrphasengefüge anzugeben, mit dem die Herstellung komplexer Bauteilgeometrien mit hohem Energieaufnahmevermögen bei hoher Kantrisssicherheit ermöglicht wird. Insbesondere soll mit dem Verfahren der Abfall der Dehngrenze kompensiert werden und somit eine Kombination aus hoher Dehngrenze bzw. hohem Dehngrenzenverhältnis und hoher Bruchdehnung erreicht werden. Auch soll ein entsprechendes kalt- oder warmgewalztes Stahlband angegeben werden.
Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge gemäß Anspruch 1, ein Stahlband mit einem Mehrphasengefüge gemäß Anspruch 22 und ein Stahlband hergestellt nach diesem Verfahren gemäß Anspruch 23 gelöst. In den Unteransprüchen sind vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung angegeben.
Nach der Lehre der Erfindung wird mit dem Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge mit den folgenden Schritten:
- Herstellen eines warm- oder kaltgewalzten Stahlbandes aus einem Stahl bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von 0,085 bis 0,149; AI: von 0,005 bis 0,1; Si: von 0,2 bis 0,75; Mn: von 1,6 bis 2,9; P: < 0,02; S: < 0,005; sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Cr: 0,05 bis 0,5; Mo: 0,05 bis 0,5; Ti: 0,005 bis 0,060; Nb: 0,005 bis 0,060; V: 0,001 bis 0,060; B: 0,0001 bis 0,0060; N: 0,0001 bis 0,016; Ni: 0,01 bis 0,5; Cu: 0,01 bis 0,3; Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente,
- erstes Glühen, insbesondere einem Durchlaufglühen des Stahlbandes, insbesondere des kaltgewalzten Stahlbandes, bei einer Temperatur zwischen 750 °C bis einschließlich 950 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 1200 s, insbesondere von 50 s bis 650 s und anschließend erstes Abkühlen des Stahlbandes auf eine Temperatur zwischen 200 °C bis einschließlich 500 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 2 K/s bis 150 K/s, insbesondere von 5 K/s bis 100 K/s,
- weiteres Abkühlen des Stahlbandes auf eine Unterkühlungstemperatur unterhalb von 100 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 50 K/s,
- Endglühen, insbesondere Durchlaufglühen, des Stahlbandes mit einem Hollomon- Jaffe-Parameter Hp = TH * (In ([) +20) von > 7,5 x 103, wobei die maximale Temperatur TH in K 100 °C bis einschließlich 470 °C und die Gesamtdauer J in h 2 s bis einschließlich 1000 s beträgt,
- Endabkühlen des Stahlbandes auf Raumtemperatur mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 160 K/s, insbesondere von 1 K/s bis 30 K/s, erfindungsgemäß ein hochfestes und hochduktiles Stahlband aus einem Mehrphasenstahl erreicht.
Vorteilhafter Weise kann die Dehngrenze abhängig von den Prozessparametern variabel über das Endglühen und das Endabkühlen eingestellt und ein hohes Verhältnis der Rpo,2-Dehngrenze des endgeglühten Stahlbandes zu der Zugfestigkeit Rm des endgeglühten Stahlbandes erreicht werden.
Darüber hinaus hat das erfindungsgemäße Stahlband eine gute Schweißbarkeit und weist eine geringe Neigung zur Flüssigmetall- und Wasserstoffversprödung auf. Diese und weitere Vorteile des erfindungsgemäßen Stahlbandes werden durch das Legierungskonzept und auch die besondere Prozessierung erreicht. Das Stahlband eignet sich besonders zur Herstellung von Bauteilen, die dann eine verbesserte Umformbarkeit, ein erhöhtes Energieaufnahmevermögen sowie verbesserte Schweißeigenschaften aufweisen.
Die beiden Verfahrensschritte „Endglühen und Endabkühlen“ können sich im Zuge des erfindungsgemäßen Verfahrens zur Herstellung eines Stahlbandes unmittelbar in zeitlicher und auch örtlicher Hinsicht anschließen oder je nach Gegebenheiten um Stunden oder Tage versetzt beziehungsweise an einem anderen Ort stattfinden.
Nachfolgend ist in der Tabelle 1 ein Vergleich der jeweiligen
Legierungszusammensetzung von Referenzstählen Aiund BN mit erfindungsgemäßen Beispielstählen Cm, Div, Dv, Evi, FVM bis Gvm gezeigt. Die Beispielsstähle Div, Dv sind in ihrer Legierungszusammensetzung identisch und nur für eine spätere Beschreibung mit unterschiedlichem Index versehen. Ein wesentlicher Unterschied der erfindungsgemäßen Beispielstähle zu den Referenzstählen ist ein geringerer Kohlenstoffgehalt, was die Schweißbarkeit verbessert sowie die Anfälligkeit für Flüssigmetall- und Wasserstoffversprödung minimiert. Die Referenzstähle Aiund BN sind nicht erfindungsgemäß, weil der C-Gehalt zu hoch ist. Hieraus resultiert eine schlechtere Schweißbarkeit. Außerdem ist die Zugfestigkeit zu gering (kleiner als 920 MPa). Auch reagieren die Referenzstähle Aiund BN nicht so effektiv auf die erfindungsgemäße Behandlung.
Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in dem erfindungsgemäßen Stahlband mit einem Mehrphasengefüge näher beschrieben. Die Mehrphasenstähle sind typischerweise chemisch so aufgebaut, dass Legierungselemente mit und auch ohne Mikrolegierungselementen kombiniert werden. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung wenn notwendig berücksichtigt.
Begleitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind bzw. herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen.
Wasserstoff (H) kann als einziges Element ohne Gitterverspannungen zu erzeugen durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im Eisengitter relativ beweglich ist und während der Fertigung verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden. Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstofffallen und können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen. Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten Delayed-Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als Grund genannt. Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase, bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren. Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes über Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen. Bei einer feinen Ausscheidung, speziell von Aluminiumoxiden, kann hingegen auch eine
Kornfeinung erfolgen. Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.
Stickstoff (N) ist ebenfalls ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Stähle mit freiem Stickstoff neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist durch Zulegieren von Aluminium oder Titan möglich. Aus vorgenannten Gründen ist der optionale Stickstoffgehalt auf < 0,016 Gewichts-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefvakuumbehandlung).
Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt. Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z. B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilte Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf < 0,005 Gewichts-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Phosphor (P) ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings in der Regel versucht, den
Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit stark zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300 ° C herauf. Während des Warmwalzens können oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu Bruchaufreißungen führen. Durch das Zulegieren von geringen Mengen an Bor können die negativen Auswirkungen von Phosphor zum Teil kompensiert werden. Es wird vermutet, dass Bor die Korngrenzenkohäsion erhöht und die Phosphorsegregation an den Korngrenzen verringert. In einigen Stählen wird er allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0,1 %) als Mikrolegierungselement verwendet, beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free). Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf < 0,020 % bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.
Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden. Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung bis zu 2,06 % wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei dem erfindungsgemäßen Mehrphasenstahl, insbesondere für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung, beträgt sein Anteil 0,085 Gewichts-% bis 0,149 Gewichts- %, vorzugsweise bis 0,115 Gewichts-%. Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im a-Eisen maximal 0,02 % und im g-Eisen maximal 2,06 %. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich. Durch die unterschiedliche Löslichkeit werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des Austenitgebiets zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelösten Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase. Kohlenstoff ist zudem erforderlich um Carbide zu bilden. Ein nahezu in jedem Stahl vorkommender Vertreter ist der Zementit (Fe3C).
Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sondercarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,085 Gewichts-% und der maximale C- Gehalt auf 0,149 Gewichts-%, vorzugsweise auf 0,115 Gewichts-% festgelegt.
Aluminium (AI) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Der Sauerstoff und Stickstoff wird so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie Festigkeitswerte steigern. Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren Temperaturen gebildet. In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit. Es unterdrückt zudem die Carbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird AI auch als Legierungselement in Restaustenitstählen verwendet, um einen Teil des Siliziums durch Aluminium zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass AI etwas weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion als Si ist. Der Al-Gehalt wird deshalb auf 0,005 Gewichts-% bis maximal 0,1 Gewichts-% begrenzt.
Silizium (Si) bindet beim Vergießen Sauerstoff und vermindert somit Seigerungen sowie Verunreinigungen im Stahl. Zudem erhöht Silizium durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit und das Streckgrenzenverhältnis des Ferrits bei nur geringfügig absinkender Bruchdehnung. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der Abschreckung ermöglicht. Durch die Ferritbildung wird der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und stabilisiert. Bei höheren Gehalten stabilisiert Silizium im unteren Temperaturbereich speziell im Bereich der
Bainitbildung durch Verhinderung von Carbidbildung den Austenit merklich. Während des Warmwalzens kann sich bei hohen Siliziumgehalten stark haftender Zunder bilden, der die Weiterverarbeitung beeinträchtigen kann. Beim kontinuierlichen Verzinken kann Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundieren und alleine oder zusammen mit Mangan filmartige Oxide bilden. Diese Oxide verschlechtern die Verzinkbarkeit durch Beeinträchtigung der Verzinkungsreaktion (Eisenlösung und Hemmschichtausbildung) beim Eintauchen des Stahlbandes in die Zinkschmelze. Dies äußert sich in einer schlechten Zinkhaftung und unverzinkten Bereichen. Durch eine geeignete Ofenfahrweise mit angepasstem Feuchtegehalt im Glühgas und/oder durch ein geringes Si/Mn-Verhältnis und/oder durch die Verwendung moderater Mengen an Silizium kann jedoch eine gute Verzinkbarkeit des Stahlbandes und eine gute Zinkhaftung sichergestellt werden. Aus den vorgenannten Gründen werden der minimale Si-Gehalt auf 0,200 Gewichts-% und der maximale Si-Gehalt auf 0,750 Gewichts-% festgelegt.
Mangan (Mn) wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen. Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Si und AI) können Manganoxide (z. B. MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z. B.
Mn2Si04) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher globulare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen. Der Mn-Gehalt wird deshalb auf 1,6 Gewichts-% bis 2,9 Gewichts-%, vorzugsweise bis 2,6 Gewichts-%, festgelegt.
Chrom (Cr): Durch die Zugabe von Chrom wird hauptsächlich die Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensitstarttemperatur. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert, so dass es im Zinkbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt. Chrom ist zudem ein Carbidbildner. Sollte Chrom in Carbidform vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die Chromcarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen. Chrom neigt ebenfalls dazu während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahloberfläche zu bilden, wodurch sich die Verzinkungsqualität verschlechtern kann. Der optionale Cr-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,05 bis 0,500 Gewichts-% festgelegt.
Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän erfolgt ähnlich wie bei Chrom zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten geschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Zinkbad keine Festigkeitsverluste zu erwarten sind und bewirkt durch Mischkristallverfestigung eine Festigkeitssteigerung des Ferrits. Der Mo-Gehalt wird in Abhängigkeit von der Abmessung, der Anlagenkonfiguration und der Gefügeeinstellung zulegiert. Aus Kostengründen wird der optionale Mo-Gehalt auf 0,05 bis 0,5 Gewichts-% festgelegt.
Kupfer (Cu): Der Zusatz von Kupfer kann die Zugfestigkeit sowie die Einhärtbarkeit steigern. In Verbindung mit Nickel, Chrom und Phosphor kann Kupfer eine schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden, die die Korrosionsrate deutlich reduzieren kann. In Verbindung mit Sauerstoff kann Kupfer an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der optionale Gehalt an Kupfer ist deshalb auf 0,01 bis 0,3 Gewichts-% begrenzt.
Nickel (Ni): In Verbindung mit Sauerstoff kann Nickel an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der optionale Gehalt an Nickel ist deshalb auf 0,01 bis 0,050 Gewichts-% begrenzt.
Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,1 %). Sie wirken im Gegensatz zu den Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung, können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Trotz der geringen Mengenzugaben beeinflussen Mikrolegierungselemente die Herstellungsbedingungen sowie die Verarbeitungs- und Endeigenschaften stark. Als Mikrolegierungselemente kommen in der Regel im Eisengitter lösliche Carbid- und Nitridbildner zum Einsatz. Eine Bildung von Carbonitriden ist aufgrund der vollständigen Löslichkeit von Nitriden und Carbiden ineinander ebenfalls möglich. Die Neigung, Oxide und Sulfide zu bilden, ist bei den Mikrolegierungselementen in der Regel am stärksten ausgeprägt, wird aber aufgrund anderer Legierungselemente in der Regel gezielt verhindert. Diese Eigenschaft kann positiv genutzt werden, indem die im Allgemeinen schädlichen Elemente Schwefel und Sauerstoff abgebunden werden können. Die Abbindung kann aber auch negative Auswirkungen haben, wenn dadurch nicht mehr genügend Mikrolegierungselemente für die Bildung von Carbiden zur Verfügung stehen. Typische Mikrolegierungselemente sind Aluminium, Vanadium, Titan, Niob und Bor. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide und Nitride.
Titan (Ti) bildet schon bei hohen Temperaturen sehr stabile Nitride (TiN) und Sulfide (TiS2). Diese lösen sich in Abhängigkeit des Stickstoffgehaltes zum Teil erst in der Schmelze auf. Wenn die so entstandenen Ausscheidungen nicht mit der Schlacke entfernt werden, bilden sie im Werkstoff durch die hohe Entstehungstemperatur grobe Partikel aus, die in der Regel nicht förderlich für die mechanischen Eigenschaften sind. Ein positiver Effekt auf die Zähigkeit entsteht durch die Abbindung des freien Stickstoffes und Sauerstoffs. So schützt Titan andere gelöste Mikrolegierungselemente wie Niob vor der Abbindung durch Stickstoff. Diese können ihre Wirkung dann optimal entfalten. Nitride, die durch das Absinken des Sauerstoff- und Stickstoffgehalts erst bei tieferen Temperaturen entstehen, können zudem eine effektive Behinderung des Austenitkornwachstums bewirken. Nicht abgebundenes Titan formt bei Temperaturen ab 1150 °C Titancarbide und kann so eine Kornfeinung (Hemmung des Austenitkornwachstums, Kornfeinung durch verzögerte Rekristallisation und/oder Erhöhung der Keimzahl bei a-/Y-Umwandlung) sowie eine Ausscheidungshärtung bewirken. Der optionale Ti-Gehalt weist deshalb Werte von 0,005 bis 0,060 Gewichts-% auf.
Niob (Nb) bewirkt eine starke Kornfeinung, da es am effektivsten von allen Mikrolegierungselementen eine Verzögerung der Rekristallisation bewirkt und zudem das Austenitkornwachstum hemmt. Die festigkeitssteigernde Wirkung ist qualitativ höher als die von Titan einzuschätzen, ersichtlich durch den erhöhten Kornfeinungseffekt und die größere Menge an festigkeitssteigernden Teilchen (Abbindung des Titans zu TiN bei hohen Temperaturen). Niobcarbide bilden sich bei Temperaturen unterhalb von 1200 °C. Bei Stickstoffabbindung mit Titan kann Niob durch Bildung von kleinen und in Hinblick auf ihre Wirkung effektiven Carbiden im unteren Temperaturbereich (kleinere Carbidgrößen) seine festigkeitssteigernde Wirkung erhöhen. Ein weiterer Effekt des Niobs ist die Verzögerung der a-/g- Umwandlung und das Absenken der Martensitstarttemperatur im gelösten Zustand. Zum einen geschieht dies durch den Solute-Drag-Effekt und zum anderen durch die Kornfeinung. Diese bewirkt eine Festigkeitssteigerung des Gefüges und somit auch einen höheren Widerstand gegen die Volumenvergrößerung bei der Martensitbildung. Prinzipiell ist das Zulegieren von Niob begrenzt bis zum Erreichen seiner Löslichkeitsgrenze. Diese begrenzt zwar die Menge an Ausscheidungen, bewirkt aber beim Überschreiten vor allem eine frühe Ausscheidungsbildung mit recht groben Partikeln. Die Ausscheidungshärtung kann somit vor allem bei Stählen mit geringem C-Gehalt (größere Übersättigung möglich) und bei Warmumformprozessen (verformungsinduzierte Ausscheidung) effektiv wirksam werden. Der Nb-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,005 bis 0,060 Gewichts-% begrenzt. Vanadium (V): Die Carbid- und auch die Nitridbildung von Vanadium setzt erst ab Temperaturen um 1000 °C bzw. noch nach der a/g-Umwandlung ein, also wesentlich später als bei Titan und Niob. Vanadium hat somit durch die geringe Anzahl der im Austenit vorhandenen Ausscheidungen kaum eine kornfeinende Wirkung. Auch das Austenitkornwachstum wird durch die erst späte Ausscheidung der Vanadiumcarbide nicht gehemmt. Somit beruht die festigkeitssteigernde Wirkung fast allein auf der
Ausscheidungshärtung. Ein Vorteil des Vanadiums ist die hohe Löslichkeit im Austenit und der durch die tiefe Ausscheidungstemperatur verursachte große Volumenanteil an feinen Ausscheidungen. Der optionale V-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,001 bis 0,060 Gewichts-% begrenzt.
Bor (B) bildet mit Stickstoff wie auch mit Kohlenstoff Nitride bzw. Carbide; in der Regel wird dies jedoch nicht angestrebt. Zum einen bildet sich durch die geringe Löslichkeit nur eine kleine Menge an Ausscheidungen und zum anderen werden diese zumeist an den Korngrenzen ausgeschieden. Eine Härtesteigerung an der Oberfläche wird nicht erreicht (Ausnahme Borieren mit Bildung von FeB und Fe2Bin der Randzone eines Werkstücks). Um eine Nitridbildung zu verhindern, wird in der Regel versucht, den Stickstoff durch affinere Elemente abzubinden. Besonders Titan kann dabei die Abbindung des gesamten Stickstoffes gewährleisten. Bor führt im gelösten Zustand in sehr geringen Mengen zu einer deutlichen Verbesserung der Einhärtbarkeit. Der Wrkungsmechanismus von Bor kann so beschrieben werden, dass sich Boratome bei geeigneter Temperaturführung an den Korngrenzen anlagern und dort, indem sie die Korngrenzenenergie senken, die Entstehung von wachstumsfähigen Ferritkeimen deutlich erschweren. Bei der Temperaturführung ist darauf zu achten, dass Bor überwiegend atomar in der Korngrenze verteilt ist und nicht aufgrund zu hoher Temperaturen in Form von Ausscheidungen vorliegt. Die Wirksamkeit von Bor wird mit steigender Korngröße und steigendem Kohlenstoffgehalt (> 0,8 %) herabgesetzt. Eine Menge über 60 ppm verursacht zudem eine sinkende Härtbarkeit, da Borcarbide auf den Korngrenzen als Keime fungieren. Bor diffundiert aufgrund des geringen Atomdurchmessers außerordentlich gut und hat eine sehr hohe Affinität zu Sauerstoff, was zu einem Herabsetzen des Borgehaltes in Bereichen nahe der Oberfläche (bis zu 0,5 mm) führen kann. In diesem Zusammenhang wird von einer Glühung bei über 1000 °C abgeraten. Dies ist zudem zu empfehlen, da Bor bei Glühtemperaturen über 1000 °C zu einer starken Grobkornbildung führen kann. Bor ist für den Prozess der kontinuierlichen Schmelztauchveredlung mit Zink ein extrem kritisches Element, da es schon bei geringsten Mengen alleine oder zusammen mit Mangan während der Glühbehandlung filmartige Oxide auf der Stahloberfläche ausbilden kann. Diese Oxide passivieren die Bandoberfläche und verhindern die Verzinkungsreaktion (Eisenlösung und Hemmschichtbildung). Ob sich filmartige Oxide ausbilden, hängt sowohl von der Menge an freiem Bor und Mangan ab, als auch von den verwendeten Glühparametern (z. B. Feuchtegehalt im Glühgas, Glühtemperatur, Glühzeit). Höhere Mangangehalte und lange Glühzeiten führen eher zu globularen und weniger kritischen Oxiden. Durch einen erhöhten Feuchtegehalt im Glühgas ist es zudem möglich, die Menge an borhaltigen Oxiden auf der Stahloberfläche zu reduzieren. Aus vorgenannten Gründen wird der B-Gehalt auf Werte von 0,0001 bis 0,0060 Gewichts- % begrenzt.
Besonders vorteilhaft ist vorgesehen, dass mittels des erfindungsgemäßen Verfahrens ein Wert der Rpo,2-Dehngrenze des Stahlbandes nach dem Endglühen und Endabkühlen gegenüber einem Wert der Rpo,22-Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen um mindestens 5 %, insbesondere 10 %, ansteigt.
Die erfindungsgemäße Wiederherstellung der Rpo,2-Dehngrenze des Stahlbandes durch das Endglühen und das Endabkühlen erfolgt unter Ausnutzung von einer oder mehreren der folgenden Voraussetzungen:
(1) ln-situ Verformung des umliegenden Gefüges durch Martensit und/oder unteren Bainit
(2) Optionale zusätzliche Ex-situ Verformung durch Dressieren und/oder Recken des Stahlbandes (3) Ausreichend hohe Temperaturen und Zeit für Diffusion von Kohlenstoff während der Endglühung
(4) Ausreichende Konzentration an Kohlenstoff in übersättigter Lösung z. B. durch Unterdrückung der Zementitausscheidung
(5) geringe Korngröße und optional dispers verteilte Gefügebestandteile/kurze Diffusionspfade für Kohlenstoff
Weiterhin vorteilhaft ist vorgesehen, dass der Wert der Rpo,2-Dehngrenze des Stahlbandes nach dem Endglühen und Endabkühlen gegenüber dem Wert der Rpo,2- Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen um mindestens 5 % bis einschließlich 50 %, insbesondere bis einschließlich 40 %, ansteigt. Hierbei ist besonders vorteilhaft, dass ein mit einem Hollomon-Jaffe-Parameter Hp =
9 x 103 endgeglühtes und dann endabgekühltes Stahlband einen Wert der Rpo,2- Dehngrenze des Stahlbandes nach dem Endabkühlen hat, der um mindestens 15 % gegenüber einem Wert der Rpo,2-Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen angestiegen ist.
Der Hollomon-Jaffe-Parameter ist definiert als Hp = TH (ln( [) + 20) mit TH in K und in h. Er verknüpft die maximale Temperatur TH und die Gesamtdauer der Endglühung (siehe beispielsweise A. Kamp, S. Celotto, D.N. Hanlon; Mater. Sei. Eng. A 538 (2012) 35-41). Der Hollomon-Jaffe Parameter beinhaltet den natürlichen Logarithmus ln(x).
Bei der erfindungsgemäßen Berechnung von Hp wird als maximale Temperatur TH die höchste Temperatur eingesetzt, die während der Endglühung auf der Oberfläche des Stahlbandes erreicht wird. Diese maximale Temperatur TH ist für den erfindungsgemäßen Hp-Wert und den Effekt der Dehngrenzenerhöhung beziehungsweise der ablaufenden metallphysikalischen Vorgänge maßgeblich. Daher werden niedrigere Temperaturen während der Aufheizphase der Endglühung vernachlässigt. Die Gesamtdauer ist hierbei definiert als die Dauer der Endglühung. Die Endabkühlung wird somit in der Gesamtdauer nicht berücksichtigt. Für den Fall, dass das Endglühen in einem Ofen stattfindet, beginnt die Gesamtdauer mit einem Ofeneintritt und endet mit einem Ofenaustritt. In bekannter Weise kann das Endglühen alternativ auch induktiv oder konduktiv stattfinden.
Der Hollomon-Jaffe-Parameter Hp stellt als Prozessparameter neben der Temperatur und der Gesamtdauer eine weitere Verfahrensbedingung bei der Endglühung dar. Hp schränkt dabei die Kombinationsmöglichkeiten von maximaler Temperatur TH und Gesamtdauer J derart ein, dass 12 x 103 > Hp > 7,5 x 103, bevorzugt 10,5 x 103 >
Hp > 8 x 103 erfüllt sein soll.
Erfindungsgemäß wird das Stahlband derart endgeglüht, dass das endgeglühte und endabgekühlte Stahlband einen Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes nach dem Endabkühlen hat, der gegenüber einem Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes vor dem Endglühen angestiegen ist und/oder das endgeglühte und endabgekühlte Stahlband einen Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes nach dem Endabkühlen hat, der gegenüber einem Wert der Zugfestigkeit Rm des Stahlbandes vor dem Endglühen erhalten bleibt im Sinne von nicht kleiner als vor dem Endglühen. Vorteilhafter Weise hat das endgeglühte und endabgekühlte Stahlband eine
Zugfestigkeit Rm von mindestens 920 MPa und eine Dehngrenze Rpo,2von mindestens 720 MPa. Dieses Stahlband ist somit hochfest.
Optimiert wird das Verfahren, wenn das Stahlband bei einer maximalen Temperatur TH und einer Gesamtdauer endgeglüht wird, wobei Hp = TH (ln([) + 20) mit TH in K und T in h und 12 x 103 > Hp > 7,5 x 103, bevorzugt 10,5 x 103 > Hp > 8 x 103 gilt.
Besonders vorteilhaft ist vorgesehen, dass das Stahlband bei einer maximalen Temperatur von oberhalb 200 °C und/oder bei einer maximalen Temperatur von bis zu 400 °C und/oder bei einer Gesamtdauer von 10 s bis 500 s endgeglüht wird.
Ergänzend kann vorgesehen sein, dass das Stahlband, insbesondere anschließend an das erste Glühen und dem ersten Abkühlen, vor dem weiteren Abkühlen, einem Zwischenglühen, insbesondere einem Durchlaufglühen, bei einer Temperatur zwischen 200 °C bis einschließlich 500 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 430 s unterzogen wird.
Vorteilhafterweise ist vorgesehen, dass das Stahlband auf eine Unterkühlungstemperatur unterhalb von 50 °C und wahlweise bis auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
Eine Variante sieht vor, dass das Stahlband nach dem ersten Glühen und vor dem ersten Abkühlen auf eine Zwischentemperatur größer als 600 °C zwischenabgekühlt wird. Vorzugsweise ist hierbei vorgesehen, dass das Stahlband mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 0,1 K/s bis 30 K/s über eine Zeit von 5 s bis 300 s zwischenabgekühlt wird.
Alternativ ist es auch möglich, dass das Stahlband mehrstufig endgeglüht wird (beispielsweise in mehreren hintereinander folgenden Öfen). Wird das Endglühen n- stufig ausgeführt, so ist TH, T und der Hp-Wert folgendermaßen zu berechnen: Die maximale Temperatur der Endglühung TH bezieht sich auf den Maximalwert aller n Stufen, d. h. TH = max (T HI), wobei THidie maximale Temperatur der i-ten Stufe ist.
Die Gesamtdauer der n-stufigen Glühung berechnet sich als:
X = £f=i exp {(THI/TH) (20 + 1h(C0) - 20} , wobei J, die Glühdauer der i-ten Stufe ist.
Daraus ergibt sich der Hp-Wert für die mehrstufige Endglühung in bekannter Form zu:
Hp = TH (ln(T) + 20)
Eine vorteilhafte Anwendung des erfindungsgemäßen Verfahrens ergibt sich, wenn das Stahlband im Zusammenhang mit einem Schmelztauchbeschichten, insbesondere Feuerverzinken, des Stahlbandes zwischenglüht wird.
Als bevorzugt hat sich herausgestellt, das warm- oder kaltgewalzte Stahlband aus dem Stahl mit Zulegierung von Cr und Mo herzustellen, wobei Mn + Cr + 4 x Mo >
2,5 Gewichts-% und 0,1 Gewichts-% < Mo < 0,5 Gewichts-% gelten.
Vorteilhafterweise ist hierbei vorgesehen, dass das warm- oder kaltgewalzte Stahlband aus dem vorgenannten Stahl aber mit einem C-Gehalt von 0,085 bis 0,115 Gewichts-% hergestellt wird und/oder aus dem vorgenannten Stahl aber mit einem Mn-Gehalt von 1 ,6 bis 2,6 Gewichts-% hergestellt wird.
In vorteilhafter Weise ist vorgesehen, dass das Stahlband vor dem Endglühen mit einer Walzkraft F [N] > (0,5 x ß), wobei ß die Breite des Stahlbandes in mm ist, mit einem maximalen Abwalzgrad von 1,5 % dressiert wird.
Nach der Lehre der Erfindung wird auch ein Stahlband mit einem Mehrphasengefüge zur Verfügung gestellt, bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von 0,085 bis 0,149; AI: von 0,005 bis 0,1; Si: von 0,2 bis 0,75; Mn: von 1,6 bis 2,9;
P: < 0,02; S: < 0,005; sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Cr: 0,05 bis 0,5; Mo: 0,05 bis 0,5; Ti: 0,005 bis 0,060; Nb: 0,005 bis 0,060; V: 0,001 bis 0,060; B: 0,0001 bis 0,0060; N: 0,0001 bis 0,016; Ni: 0,01 bis 0,5; Cu: 0,01 bis 0,3; Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlband ein Produkt aus Rpo,2- Dehngrenze und Bruchdehnung A80 von größer als 5600 MPa %, insbesondere von größer als 7200 MPa %, aufweist. Die zuvor im Zusammenhang mit dem Herstellungsverfahren angegebenen Vorteile gelten auch für das erfindungsgemäße Stahlband. Vorteilhafterweise wird dieses Stahlband nach dem vorbeschriebenen Herstellungsverfahren hergestellt.
Vorteilhafterweise sind dem Stahl Cr und Mo zulegiert, wobei Mn + Cr + 4 x Mo > 2,5 Gewichts-% und 0,1 Gewichts-% < Mo < 0,5 Gewichts-% gelten.
Besonders bevorzugt weist das Stahlband eine Mindestzugfestigkeit von 920 MPa, insbesondere 980 MPa und/oder einen Bake-Hardening-Wert BH2 von > 25 MPa und/oder einen Restaustenitgehalt von kleiner 10 %, insbesondere kleiner als 5 %, auf.
Vorteilhafterweise ist vorgesehen, dass das Stahlband ein Verhältnis der Rpo,2- Dehngrenze des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbandes zu der Zugfestigkeit Rm des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbandes von größer als 0,68 bis einschließlich 0,97 aufweist.
Vorteilhafter Weise weist das Gefüge des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbands folgende Zusammensetzung auf: Ferrit: kleiner als 60 %; Bainit + Martensit: 30 % bis 98 %; Restaustenit: kleiner als 10 %, insbesondere kleiner als 5 %. Die zu den Gefügebestandteilen angegebenen Prozentangaben beziehen sich auf Flächenteile, die üblicherweise auch als Volumenanteile übernommen werden.
Vorzugsweise liegen in dem Gefüge des Stahlbands vor der Endglühung mindestens 1 % frischer Martensit vor. Durch das Vorhandensein von frischem Martensit ist die vorliegende Erfindung besonders wirkungsvoll, da der frische Martensit für eine Herabsetzung der Dehngrenze sorgt, was durch die erfindungsgemäße Wärmebehandlung wieder kompensiert wird. Je mehr frischer Martensit vorliegt desto mehr verstärkt sich dieser vorteilhafte Effekt der Wärmebehandlung. Außerdem ist das Gefüge des endgeglühten und endabgekühlten Stahlbands vorteilhaft dadurch gekennzeichnet, dass das Gefüge einen KGs-Kennwert kleiner als 0,4, insbesondere kleiner als 0,3 aufweist.
Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wird unter Raumtemperatur eine Temperatur zwischen 10 °C bis 40 °C, vorzugsweise 15 °C bis 25 °C, verstanden.
Nachfolgend wird das Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen hochfesten Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge näher erläutert. Diese Herstellung findet aus einem kalt- oder warmgewalzten Stahlband unterschiedlicher Dicke über eine Durchlaufglühanlage oder optional über eine Feuerverzinkungsanlage statt. Hierbei wird in einem ersten Glühen das kalt- oder warmgewalzte Band bei einer Temperatur zwischen 750 °C und 950 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 1200 s durchlaufgeglüht, um den gewünschten Grad der Austenitisierung einzustellen. Abhängig vom Grad der Austenitisierung bleibt ein Phasenanteil an erholtem und/oder rekristallisiertem Ferrit erhalten. Die Neigung zur Erholung und/oder Rekristallisation lässt sich durch die optionalen Elemente wie Mo, Ni, Ti und V steuern, wobei höhere Gehalte dieser Elemente zu einer verzögerten Rekristallisationskinetik führen. Nach einem ersten Abkühlen auf eine Temperatur von 200 °C bis 500 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 2 K/s bis 150 K/s folgt ein Zwischenglühen in diesem Temperaturbereich zwischen 200 °C bis einschließlich 500 °C für die Gesamtdauer von 10 s bis 430 s mit dem Ziel einer Umwandlung des Austenits in Bainit. Optional kann eine Schmelztauchveredelung durchgeführt werden. Um die Umwandlung in Ferrit oder gröberen Bainit bei höheren Temperaturen während der Abkühlphase zu unterdrücken und ein ausreichend großes Prozessfenster zu realisieren, können insbesondere Mn, Mo, Cr, Ni, Nb und B hinzulegiert werden. Bei dem Zwischenglühen im Temperaturbereich von 200 °C bis 500 °C findet die Umwandlung des Austenits nicht vollständig statt, da sich der Restaustenit mit Kohlenstoff anreichert und dadurch stabilisiert wird. Erst durch eine Abkühlung auf eine Unterkühlungstemperatur kleiner als 100 °C, vorzugsweise kleiner 50 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 50 K/s kann der verbleibende Austenit zu Martensit umwandeln. Durch die Bildung von Martensit und der einhergehenden Scherverformung werden im umliegenden Gefüge glissile Versetzungen erzeugt, was sich aus technologischer Sicht in einer Absenkung der Rpo,2-Dehngrenze äußert. Für die Wiederherstellung der hohen Dehngrenze und eines hohen Dehngrenzenverhältnisses > 0,68 bis einschließlich 0,97 des erfindungsgemäßen Stahls ist eine Wärmebehandlung nach der Abkühlung unter 100 °C, bevorzugt unter 50 °C, notwendig. Während des Endglühens wird die Tetragonalität der martensitischen tetragonal-raumzentrierten Phase abgebaut, indem Kohlenstoff in umliegende Gefügebereiche diffundiert und glissile (gleitfähige) Versetzungen infolge von Cotrell-Wolken zu sessilen (unbeweglichen) Versetzungen werden. Von technologischer Relevanz ist die dabei stattfindende Wiederherstellung der hohen Dehngrenze, sowie eine Verringerung der Kantenrissempfindlichkeit durch Umwandlung von Martensit mit harter tetragonal-raumzentrierten Struktur zur kubisch raumzentrierten Struktur. Um die Anlassbeständigkeit zu erhöhen und einen Verlust der Zugfestigkeit zu verhindern, kann optional Mo oder V hinzulegiert werden. Abhängig von Temperatur und Zeit des Endglühens kann ein variables Dehngrenzenverhältnis eingestellt werden. Um einen nennenswerten Anstieg der Dehngrenze zu erreichen, hat sich Endglühen mit einer maximalen Temperatur TH von mindestens 100 °C bei der großtechnischen Erzeugung als zielführend gezeigt. Das Endgefüge des erfindungsgemäßen Mehrphasenstahls setzt sich zusammen aus < 60 % Ferrit, 30 bis 98 % Bainit und Martensit (frisch oder angelassen vor der Endglühung und angelassen nach der Endglühung), wobei mindestens 1 % frischer Martensit vor der Endglühung vorliegt, sowie einem geringen Gehalt an Restaustenit kleiner als 10 %, bevorzugt kleiner als 5 %.
Grundsätzlich können die einzelnen Glühbehandlungen mehrstufig ausgebildet sein oder auch zusätzliche Glühbehandlungen bezogen auf den Gesamtprozess vorgesehen sein. In den Tabellen 2a und 2b sind für eine beispielhafte Auswahl von Temperatur-Zyklen la bis VII der Durchlaufglühung die relevanten Prozessparameter der Durchlaufglühung aufgeführt, die für eine Herstellung des erfindungsgemäßen Stahlbands Anwendung finden. Die folgenden Prozessparameter sind in den Tabellen 2a und 2b aufgeführt:
TIA: maximale Glühtemperatur im interkritischen Bereich (erstes Glühen) tiA: Dauer der Glühung (erstes Glühen)
Tm: Zwischentemperatur
CRH durchschnittliche Kühlrate bei Kühlung von TIA auf Tm TOA: Kühlstoptemperatur CR2: durchschnittliche Kühlrate bei Kühlung von Tm auf TOA toA: Haltezeit auf TOA
THD: Temperatur Schmelztauchveredelung (Zwischenglühen)
To: Unterkühlungstemperatur nach Schmelztauchveredelung CR3: durchschnittliche Kühlrate nach Schmelztauchveredelung TH: maximale Endglühtemperatur nach Abkühlung auf To Endglühdauer
Hp: Hollomon-Jaffe-Parameter Hp = TH (ln([) + 20) mit TH in K und in h
Das Endglühen ist als letzter Schritt der Durchlaufglühung durch den vorbeschriebenen Hollomon-Jaffe-Parameter Hp beschrieben. Es wurden Laborversuche und großtechnische Versuche mit den in den Tabellen 2a und 2b angegebenen Temperatur-Zyklen durchgeführt und das erzeugte Stahlband anschließend im Hinblick auf mechanisch-technologische Kennwerte charakterisiert. Laborversuche beziehen sich jeweils auf den letzten Schritt des Endglühens nach Erreichen von To und wurden an zuvor großtechnisch erzeugtem Stahlband in einer Durchlaufglühe im Labormaßstab simuliert, um die Abhängigkeit der finalen Eigenschaften vom Hp-Wert zu ermitteln.
In einer nachfolgenden Tabelle 3 - aufgeteilt in Tabelle 3a und 3b - sind mechanische Kennwerte in Längsrichtung (Walzrichtung) der Referenzstähle Ai und B und erfindungsgemäßen Beispielstähle Cm, Div, Dv, Evi, Fvn und Gvm vor und nach dem Endglühen sowie die relative Änderung der Rpo,2-Dehngrenze durch das Endglühen bei entsprechendem Hp-Wert angegeben. Die folgenden mechanischen Kennwerte sind in den Tabellen 3a und 3b aufgeführt:
Rpo,2° : Dehngrenze vor der Endglühung
Rm° : Zugfestigkeit vor der Endglühung
Aso° : Bruchdehnung vor der Endglühung
Rp0,2 f : Dehngrenze nach vollständigem Temperaturzyklus
Rm f : Zugfestigkeit nach vollständigem Temperaturzyklus
RPo,2 f/Rmf: Dehngrenzenverhältnis nach vollständigem Temperaturzyklus
Asof : Bruchdehnung nach vollständigem Temperaturzyklus
D Rpo,2: Änderung der Dehngrenze durch Endglühung
ARm : Änderung der Zugfestigkeit durch Endglühung D Rpo,2/ RPO,2°: Relative Erhöhung der Dehngrenze durch Endglühung
Hierbei besitzen die Referenzstähle und die erfindungsgemäßen Beispielstähle vor dem Endglühen eine vergleichbare Rpo,2-Dehngrenze (RPo,2°). Je nach Temperatur- Zyklus kann beim erfindungsgemäßen Beispielstahl ein Dehngrenzenverhältnis R RPo,2f/Rm f von 0,93 erreicht werden (siehe beispielsweise Temperatur-Zyklus lila).
Dabei behält der erfindungsgemäße Beispielstahl eine hohe Bruchdehnung von >
9 %. Zum Erreichen einer hohen Dehngrenze sind hohe Hp-Werte erforderlich (siehe Figur 1). Zu geringe Hp-Werte führen zu keiner nennenswerten Erhöhung der Dehngrenze; z. B. bei Temperatur-Zyklus Ulf mit einer Erhöhung von nur 1 % bei Hp = 6,5 (Tabelle 2). Die Zugfestigkeit der erfindungsgemäßen Stähle steigt ebenfalls durch das Endglühen an, so dass eine finale Zugfestigkeit Rm f von > 920 MPa erreicht wird, was deutlich höher ist als die Zugfestigkeit Rm f der Referenzstähle Ai und BN. Hierbei sind die nach den Temperatur-Zyklen Ulf, IVe, Vg, Vh behandelten Beispielstähle Cm, Div und Dv als nicht erfinderisch bewertet worden, da der Hp-Wert kleiner oder gleich 7,5 ist und die Erhöhung der Streckgrenze kleiner als 5 % ist.
In der Figur 1 wird anhand eines Diagramms eine durch das erfindungsgemäße Endglühen erzielte relative Erhöhung der Rpo,2-Dehngrenze des Stahlblechs in Abhängigkeit des Hollomon-Jaffe-Parameters Hp dargestellt. Hierfür ist in einem x-/y- Diagramm ein Verhältnis D Rpo,2/ RPo,2° der Änderung der Rpo,2-Dehngrenze (D Rpo,2) des Stahlbandes durch das Endglühen zu der Rpo,2-Dehngrenze des Stahlbandes vor dem Endglühen (RPo,2°) mit Werten von 0 bis 0,5 auf der y-Achse aufgetragen und der Hollomon-Jaffe-Parameters Hp = TH (ln( [) + 20) [103] mit TH in K (maximale Endglühtemperatur nach Abkühlen auf die Unterkühlungstemperatur To) und in h mit Werten von 6 bis 11 [103] auf der x-Achse. Mittels des Hollomon-Jaffe-Parameters Hp können die Bedingungen des Endglühens über die Endglühdauer und die maximale Endglühtemperatur TH charakterisiert werden. In dem Diagramm sind fünf Kurven eingezeichnet für den Referenzstahl Ai mit der Temperatur-Zyklusgruppe la-f, für den Referenzstahl Bn mit der Temperatur-Zyklusgruppe lla-e, für den erfindungsgemäßen Beispielstahl Cm mit der Temperatur-Zyklusgruppe II la-f und die erfindungsgemäßen Beispielstähle Div und Dv mit den Temperatur-Zyklusgruppen IVa-e und Va-h. Die Kurven wurden anhand von Messdaten aus den Versuchen (siehe Tabelle 3) durch eine angepasste Johnson-Mehl-Avrami-Kolmogorow- Gleichung (siehe beispielsweise A. Kolmogoroff; Izv. Akad. Nauk SSSR Ser. Mat. 1 (1937) 355-359) gefittet, welche sowohl die Kinetik der Umwandlung der martensitischen tetragonal-raumzentrierten Phase in eine kubisch-raumzentrierte Phase beschreibt, als auch den damit verbundenen gleichzeitigen Anstieg der Dehngrenze während der Glühbehandlung. Der Referenzstahl Ai, prozessiert über den Temperatur-Zyklus I, zeigt den geringsten Anstieg der Dehngrenze mit ca. 20 % bei Hp = 11 x 103. Referenzstahl Bn, prozessiert über den Temperatur-Zyklus II, zeigt verglichen mit Referenzstahl A einen höheren relativen Anstieg der Dehngrenze, jedoch erst bei höheren Hp-Werten ab 9 x 103. Höhere Hp-Werte sind im Hinblick auf die technische Umsetzung als schwieriger einzustufen, da höhere Endglühtemperaturen und/oder Endglühzeiten benötigt werden. Höhere Endglühtemperaturen können zu unerwünschten Änderungen einer Beschichtung führen, wohingegen höhere Endglühzeiten eine verringerte Produktivität bei der großtechnischen Erzeugung nach sich ziehen. Niedrigere Hp-Werte sind daher anzustreben.
Einen im Vergleich zu den Referenzstählen Ai und Bn wesentlich höheren Anstieg der Dehngrenze sind bei den erfindungsgemäßen Beispielstählen Cm, Div und Dv zu erkennen. Bei einem Hp-Wert von 9 x 103 beträgt der Anstieg der Rpo,2-Dehngrenze für Stahl Cm, prozessiert über Temperatur-Zyklus llla-f, für Stahl Div, prozessiert über Temperatur-Zyklus IVa-e, und für Stahl Dv, prozessiert über Temperatur-Zyklus Va-h bereits über 20 %, während die Referenzstähle Ai und BN bei < 10 % liegen. Die erfindungsgemäßen Beispielstähle zeigen daher bereits bei geringeren Hp-Werten einen deutlichen Anstieg der Dehngrenze, was auf ihre Zusammensetzung, insbesondere den erhöhten Si-Gehalt, zurückgeht, wodurch Zementitausscheidungen vermieden werden und der für die Erhöhung der Dehngrenze notwendige Kohlenstoff gelöst bleibt. Obwohl der C-Gehalt der Referenzstähle A und B deutlich höher ist, fällt der Anstieg der Dehngrenze verglichen mit den erfindungsgemäßen Stählen wesentlich niedriger aus.
In Tabelle 4 sind die Gefügebestandteile für die Stähle Ai-Gvm aufgeführt.
Die Gefügebestandteile wurden im Längsschliff senkrecht zur Walzoberfläche anhand von Messungen mittels Elektronenrückstreubeugung mit Hilfe des Kikuchi- Bandkontrastes sowie lichtoptischen Aufnahmen ermittelt. Es wurden zudem aus den Messungen mittels Elektronenrückstreubeugung die Korndurchmesser bestimmt, wobei ein Korn dadurch definiert ist, dass es eine Korngrenze mit einem Desorientierungswinkel von > 15° (sogenannte Großwinkelkorngrenze - GWKG, siehe G. Gottstein, Physikalische Grundlagen der Materialkunde, Springer-Verlag Berlin Heidelberg, 2007) besitzt.
Das Gefüge der erfindungsgemäßen Stähle Cm-Gvm setzt sich zusammen aus < 60 % Ferrit, 30 bis 98 % Bainit und Martensit (frischer oder angelassener Martensit vor der Endglühung und angelassenem Martensit nach der Endglühung), wobei mindestens 1 % frischer Martensit vor der Endglühung vorliegt, sowie einem Gehalt an Restaustenit < 10 %, insbesondere < 5 %. Außerdem besitzt das Gefüge der erfindungsgemäßen Stähle Cm bis Gvm einen KGs-Kennwert < 0,4, bevorzugt < 0,3.
Frischer Martensit besitzt bedingt durch seinen Bildungsmechanismus eine hohe Versetzungsdichte und hohe Härte. Bei der Elektronenrückstreubeugung erscheinen solche Bereiche im Kikuchi-Bandkontrast dunkler als andere Gefügebestandteile, da die Beugungsbedingung durch ein gestörtes Kristallgitter verletzt wird. Daraus lässt sich der Anteil an frischem Martensit quantitativ bestimmen. Alternativ lässt sich die Bildung von frischem Martensit mithilfe der Dilatometrie anhand der Volumenänderung bei der Abkühlung einer Probe feststellen.
Der KGs-Kennwert ändert sich bei der Endglühung nicht. Die zu den Gefügebestandteilen angegebenen Prozentangaben beziehen sich auf Flächenteile, die üblicherweise auch als Volumenanteile übernommen werden.
Vorliegend wird Martensit als angelassen definiert, wenn der frische Martensit nach seiner Entstehung mindestens bei einer Mindesttemperatur von 100 °C nachträglich noch einmal geglüht wurde. Die Mindesttemperatur von 100 °C entspricht dabei der Mindesttemperatur der erfindungsgemäßen Endglühung. Vorliegend wird der frische Martensit vor der Endglühung dann als angelassener Martensit nach der Endglühung verstanden. Frischer Martensit ist demnach ein Umwandlungsprodukt des Austenits, der bei einer Abkühlung entsteht und nicht angelassen wird.
Für den Referenzstahl Ai ändern sich für die untersuchten, unterschiedlichen Temperatur-Zyklen der Endglühung das Gefüge im werkstofftechnischen Sinn nicht (Temperaturzyklus bis zur Endglühung ist identisch), daher gilt das angegebene Gefüge in Tabelle 4 für Stahl Ai für alle Temperatur-Zyklen la-f. Gleiches gilt für die Gefügebestandteile der Stähle Bn und Div in Tabelle 4.
Wie zuvor beschrieben, erfordert ein erfindungsgemäßer Temperatur-Zyklus einen Hp Wert von > 7,5. Ein KGs-Wert von < 0,3 führt also nicht zwingend dazu, dass ein beliebiger Temperatur-Zyklus erfolgreich ist, stellt aber ein vorteilhaftes Kriterium dar, damit die Endglühung ab Hp > 7,5 erfolgreich ist.
Der KGs-Kennwert bezeichnet den Flächenanteil an Körnern mit einem Äquivalentdurchmesser d = V(AA/n) > 5 pm, wobei A die Fläche eines Korns ist, und einem Formfaktor F < 3.
Der Formfaktor wird als F = R/^/ApA berechnet, wobei P der Umfang und A die Fläche eines Korns ist. Runde Körner haben einen Formfaktor nahe 1 (globular), während langgezogene Körner oder Körner mit irregulären Korngrenzen einen höheren Formfaktor > 1 besitzen.
Der KGs-Wert ändert sich während der Endglühung nicht. Durch die Einschränkung des Formfaktors auf F < 3, fallen stark langgezogene irreguläre Gefügebestandteile vom Walzprozess bei der Betrachtung der Korngrößen nicht ins Gewicht. Der KGs-Kennwert korreliert damit mit groben Gefügebestandteilen, die sich bei der Abkühlung nach einer ersten Glühung neu ausbilden. Für die Dehngrenze sind gerade die nach der ersten Glühung neu ausgebildeten Gefügebestandteile entscheidend, da durch die Bildung von frischem Martensit in diesen Bereichen die Dehngrenze herabgesenkt wird. Für eine erfolgreiche anschließende Endglühung und einen starken Anstieg/Wiederherstellung der Dehngrenze sind kurze Diffusionspfade notwendig, was bevorzugt eine möglichst geringe Korngröße und damit einen geringen KGs -Kennwert < 0,4, vorteilhaft < 0,3, voraussetzt.
Ein exemplarischer Vergleich der Gefügestruktur des Referenzstahls Bn (linkes Gefügebild) mit einem KGs -Kennwert von 0,58 und Beispielsstahl Div (rechtes Gefügebild) mit einem KGs -Kennwert von 0,1 ist in Figur 2 gezeigt. Körner mit einem Äquivalentdurchmesser d > 5 qm und Formfaktor F < 3 sind in Figur 2 grau markiert, das restliche feine Gefüge ist weiß abgebildet. Vorteilhaft für die Erfindung ist ein möglichst geringer Anteil an grau dargestellten Körnern, was durch den KGs-Kennwert wiedergegeben wird.
Tabelle 1
Tabelle 2a
Tabelle 2b
Tabelle 3a
Tabelle 3b
Tabelle 4

Claims

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