EP4592409A1 - Feuerbeschichteter höchstfester stahl mit guten oberflächen- und umformeigenschaften mit zinkeisenbasiertem überzug - Google Patents

Feuerbeschichteter höchstfester stahl mit guten oberflächen- und umformeigenschaften mit zinkeisenbasiertem überzug

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EP4592409A1
EP4592409A1 EP24154104.4A EP24154104A EP4592409A1 EP 4592409 A1 EP4592409 A1 EP 4592409A1 EP 24154104 A EP24154104 A EP 24154104A EP 4592409 A1 EP4592409 A1 EP 4592409A1
Authority
EP
European Patent Office
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atmosphere
temperature
steel product
flat steel
cold
Prior art date
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Pending
Application number
EP24154104.4A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Marc Blumenau
Frank Hisker
Stefan Rezanka
Richard Georg THIESSEN
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.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Priority to EP24154104.4A priority Critical patent/EP4592409A1/de
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Pending legal-status Critical Current

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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a hot-dip galvanized, high-strength steel with good forming and surface properties and its manufacturing process, as well as a component made of the steel.
  • the flat steel products described in the invention are typically rolled products, such as steel strips or sheets, as well as blanks and plates made therefrom.
  • data on the contents of the various microstructure components refer in each case to the area of a microsection of a sample of the respective product (specified in area percentage "area %"), unless expressly stated otherwise.
  • the microstructure is determined on cross-sections subjected to etching with 3% Nital (alcoholic nitric acid).
  • the microstructure is determined using a scanning electron microscope at 5000x magnification to determine the proportion of plate-like and other non-plate-like bainite, and at 20,000x to 50,000x magnification to determine the plate length, width, and plate spacing.
  • the proportion of retained austenite is determined by X-ray diffraction (XRD) according to ASTM E975.
  • All strip temperatures in the process can be determined, for example, using a commercially available pyrometer.
  • the dew points are the same within the measurement accuracy and preferably the proportions of hydrogen, oxygen and nitrogen are the same within the measurement uncertainty.
  • High-strength steels with good forming properties are known from the state of the art for applications in, for example, automotive engineering.
  • High-strength steels are characterized by a high proportion of alloying elements, which contribute to increased strength. At the same time, the steel must exhibit good elongation properties.
  • high-strength steels are treated with corrosion protection.
  • the steels can be hot-dip coated with a zinc-iron-based coating.
  • the challenge with steels containing high amounts of alloying elements is applying an adhesive coating to the surface.
  • the alloying elements silicon, manganese, and chromium, in particular, lead to adhesion problems.
  • This task is solved by a process in which the flat steel product is deliberately pre-oxidized during heating. This results in a predominantly external Fe oxide layer. This oxide layer is then selectively removed in a later step by re-oxidation. However, as long as the surface is protected by the generated Fe oxide layer, selective oxidation of the elements silicon, manganese, and chromium cannot occur. Therefore, no oxides form on the surface, which could lead to surface defects and poor adhesion in individual areas. In addition, special atmospheric and temperature conditions are established shortly before and during the coating process to further minimize defects.
  • the method for producing a high-strength, uncoated flat steel product comprises no further working steps and the method consists of steps a to j.
  • no further temperature changes occur between two consecutive steps; this particularly preferably applies to all pairs of consecutive steps. This means, for example, that after step e) (cooling to T5), T6 is set and maintained directly.
  • the provided cold-rolled flat steel product is manufactured conventionally.
  • This conventional method includes casting the steel into a slab, reheating the slabs, hot rolling, coiling the hot strip, pickling the hot strip, and cold rolling the hot strip.
  • the same information already provided in connection with the composition of the flat steel product according to the invention applies to the composition of the slab according to the invention and the optional variations.
  • Carbon "C” is present in the steel according to the invention in amounts of 0.10% to 0.5%. Carbon supports the formation and stabilization of austenite in the steel according to the invention. Stabilization occurs particularly during quenching and the subsequent annealing treatment. Furthermore, the addition of C imparts high strength to the steel because it increases the strength of the martensite that forms during the process. Therefore, the C content should be at least 0.10%, preferably 0.12%, particularly preferably 0.13%. On the other hand, with increasing C content, the martensite initiation temperature shifts to increasingly lower temperatures, so that potentially no or only an insufficient proportion of low-temperature phases can be formed. For this reason, the C content in the steel according to the invention should be a maximum of 0.5%, preferably 0.4%, particularly preferably 0.5%.
  • Silicon is required to achieve the special microstructure in this invention because it delays cementite formation. An excessively high cementite content would result in the carbon being bound in carbides, making it unavailable to stabilize the residual austenite during the process, and elongation would deteriorate. Therefore, silicon must be present in the steel according to the invention at a concentration of at least 0.9%, preferably at least 1.05%, particularly preferably at least 1.10%. On the other hand, an excessively high silicon content leads to poor surface quality, so the steel according to the invention must contain at least 1.7%, particularly preferably at least 1.5%.
  • the steel according to the invention comprises C ⁇ 0.16% and Si ⁇ 1.2%, preferably C ⁇ 0.15% and Si ⁇ 1.2%, particularly preferably C ⁇ 0.15% and Si ⁇ 1.1%.
  • it can particularly preferably have C ⁇ 0.12%, particularly preferably C ⁇ 0.13%, and preferably Si ⁇ 0.9%, particularly preferably Si ⁇ 1.05%.
  • the steel according to the invention has C > 0.16 and Si > 1.2, preferably C > 0.16% and Si ⁇ 1.25%, particularly preferably C ⁇ 0.18% and Si ⁇ 1.3%, especially preferably C ⁇ 0.20% and Si ⁇ 1.4%.
  • it can particularly preferably have C ⁇ 0.5%, particularly preferably C ⁇ 0.3% and preferably Si ⁇ 1.7%, particularly preferably Si ⁇ 1.5%.
  • the steel according to the invention contains manganese (Mn). At a content of 1.0% or more, Mn enables martensite formation by suppressing pearlite formation. A content of at least 1.2% has proven advantageous, and a content of at least 1.5% is particularly advantageous. However, an excessively high Mn content can lead to severe segregation, which is why the Mn content is limited to 3.0%. Furthermore, a high Mn content severely limits weldability and reduces corrosion resistance. Therefore, a maximum Mn content of 2.5% and, in particular, 2.3% has proven particularly advantageous.
  • P phosphorus
  • S can lead to the formation of manganese sulfides, which severely impair formability. Therefore, in the steel according to the invention, the content is limited to 0.005%, although a restriction to 0.004% and especially to 0.003% may be advantageous. Sulfur contamination cannot be completely avoided during steel production.
  • Nitrogen "N” can lead to the formation of coarse nitrides at levels above 0.010%, resulting in impaired formability. To avoid these nitrides, a maximum content of 0.008% has proven particularly advantageous. Nitrogen contamination cannot be completely avoided during steelmaking.
  • unavoidable impurities In addition to the impurities P, S, and N discussed above, other elements may also be present as impurities in steel. These additional elements are summarized under the term “unavoidable impurities.”
  • the preferred content of these elements is “unavoidable impurities” total a maximum of 0.2%, preferably a maximum of 0.1%.
  • the optional alloying elements "Al, Cr, Mo, B, Cu, Ti, Nb" described below, for which a lower limit is specified, may also occur as unavoidable impurities in the steel substrate in amounts below the respective lower limit. In this case, they are also counted as "unavoidable impurities," whose total content is limited to a maximum of 0.2%, preferably a maximum of 0.1%.
  • Aluminum can be added to the steel according to the invention for deoxidation and to bind any nitrogen that may be present.
  • Aluminum can also be used to increase the residual austenite content.
  • a higher residual austenite content results from the addition of aluminum by delaying the formation of cementite precipitates.
  • an aluminum content of at least 0.01%, preferably 0.03% has proven advantageous in the flat steel product according to the invention.
  • an excessively high aluminum content can lead to the formation of coarse Al nitrides, which have an embrittling effect and thus to poorer formability.
  • higher Al contents can lead to poorer casting behavior, as aluminum compounds can lead to clogging. Therefore, the present invention provides for a limitation of the aluminum content to 1.5%, preferably 0.8%, particularly preferably 0.4%.
  • Chromium (Cr) is an effective pearlite inhibitor and contributes to strength.
  • a chromium content of at least 0.10% has proven particularly advantageous.
  • chromium can lead to grain boundary oxidation through the formation of Cr oxides. Therefore, the chromium content is limited to 1.0%, preferably 0.9%.
  • Molybdenum (Mo) also forms fine, strength-enhancing carbon nitrides in small amounts. Therefore, an addition of at least 0.05% has proven beneficial. However, the strength-enhancing effect of carbon nitrides is exhausted as soon as the molybdenum content becomes too high. Furthermore, high molybdenum contents can impair cold formability and weldability. A maximum content of 0.2%, preferably 0.10%, and particularly preferably 0.07%, has proven advantageous in this case.
  • boron "B” leads to a fine-grained microstructure, as boron segregates at the phase boundaries and blocks their movement.
  • at least 0.0004%, particularly preferably at least 0.0005% can be added to the steel according to the invention.
  • the effect of B is saturated at a maximum content of 0.002%.
  • the addition of copper "Cu” to the flat steel product according to the invention can form very fine strength-enhancing Cu precipitates. Therefore, an addition of at least 0.05% Preferably, 0.1% is advantageous in the present invention. However, the copper content should be limited to 0.2%, since otherwise, so-called red brittleness, ie, cracks in the slab, may occur during the hot rolling process.
  • microalloying elements (preferably Ti and/or Nb and/or V) can be added to the steel according to the invention.
  • MLE microalloying elements
  • boron is not considered a microalloying element.
  • the cold-rolled flat steel product is heated to a furnace inlet temperature.
  • the furnace inlet temperature is the temperature at the center of the sheet when entering the furnace.
  • the furnace inlet temperature is preferably at least 10 °C, more preferably 15 °C.
  • the furnace inlet temperature should preferably not exceed 100 °C, more preferably 50 °C, and especially preferably 35 °C.
  • the flat steel product according to the invention is heated from T 0 to a temperature T 1 in an atmosphere A 1.
  • the temperature T 1 is at least 650 °C, preferably 670 °C.
  • the temperature T 1 is a maximum of 750 °C, preferably 730 °C, since recrystallization processes begin above this temperature and the process conditions must be adjusted according to step d.
  • the atmosphere A1 set according to the invention is reducing. It preferably comprises at least 2% hydrogen " H2 ", preferably 3% H2 , particularly preferably 5% H2 .
  • the set hydrogen content ensures that the atmosphere is reducing, especially with respect to iron. This prevents uncontrolled oxidation and allows a thin oxide layer, particularly preferably thinner than 300 nm, to be set.
  • the H2 content should be limited to a maximum of 20%, preferably 10%.
  • up to 0.5% oxygen " O2 ", in particular traces of O2 , and up to 0.5% water “ H2O " can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloying elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is nitrogen " N2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H 2 , O 2 , H 2 O and N 2 .
  • the dew point of the T P1 is at least -60 °C, preferably -55 °C, particularly preferably -45 °C.
  • the dew point should not be greater than -5 °C, preferably -10 °C, particularly preferably -15 °C, since otherwise selective oxidation of base alloy elements can occur. This special dew point control means that coating and adhesion problems of the coating can be avoided.
  • the flat steel product is heated to a temperature T 2 .
  • This pre-oxidation creates a covering FeO layer of a defined thickness, preferably 50 nm-300 nm. In the later process steps, this covering layer prevents or at least strongly inhibits the selective oxidation of the oxygen-affine alloying elements on the external steel surface.
  • the minimum value of T 2 results from the fact that pre-oxidation at T 2 ⁇ T 1 does not sufficiently reliably produce a substantially covering FeO layer thicker ⁇ 50 nm.
  • the maximum value of T 2 ⁇ T 3 results from the fact that the pre-oxidation at T 2 >T 3 can tend to produce an FeO layer > 300 nm, which can only be inadequately reduced back to metallic Fe during the subsequent reduction according to step d.
  • the exposure time during the pre-oxidation should be at least 1 s, preferably 5 s, so that the pre-oxidation conditions according to the invention are sufficiently reliable to form a substantially covering FeO layer ⁇ 50 nm thick.
  • the maximum value of t 2 results from the fact that with an exposure time > 30 s compared to the pre-oxidation conditions according to the invention, an FeO layer > 300 nm is produced, which can only be inadequately reduced back to metallic Fe during the subsequent reduction according to step d.
  • This pre-oxidation takes place in an atmosphere A 2 , which is adjusted so that the conditions in this furnace zone always have an oxidizing effect on iron in order to set a targeted pre-oxidation of the steel surface to a FeO layer that is as covering as possible and has an oxide layer thickness of at least 50 nm, preferably 60 nm and a maximum of 300 nm, preferably 200 nm.
  • Different ways of setting oxidizing atmospheres are known.
  • the atmosphere A 2 can comprise at least 0.5% oxygen "O 2 ", preferably 0.6% O 2 , particularly preferably 0.8% O 2 and a maximum of 5% O 2 , preferably 2% O 2 , the remainder N 2 with traces of H 2 O, and possibly technically unavoidable residues of H 2 and CO 2 and CO.
  • O 2 oxygen
  • moist N 2 can also be blown into this furnace zone as an oxidative medium, whereby in this case A 2 has a dew point T P2 of ⁇ 0 °C - ⁇ + 60 °C at an H 2 O/H 2 ratio of ⁇ 0.957 to ensure sufficient Fe oxidation.
  • the heating rate ⁇ 1 in step c between 500 °C and T 1 in step c is at least 2 °C/s, preferably 4 °C/s and at most 50 °C/s, preferably 10 °C/s.
  • the selective oxidation of the base alloy elements can be delayed until T 1 is reached and further minimized.
  • step d. the steel flat product is heated from a temperature T 3 to a temperature T 4 and soaked at a temperature T 4 in a reducing atmosphere A 4.
  • the steel flat product is heated and soaked for at least t 4 ⁇ 5 s, preferably 10 s, particularly preferably 15 s.
  • the temperature T 4 must not be below the maximum pre-oxidation temperature T 3 .
  • the minimum value of t 4 results from the fact that the pre-oxidized steel surface is not sufficiently reduced back to metallic Fe at an exposure time of ⁇ 5 s compared to the reduction conditions according to the invention.
  • the time should be limited to t4 ⁇ 300 s, preferably 180 s, as otherwise coarsening of the austenite grain will occur, which will negatively affect the mechanical properties.
  • a c3 The minimum temperature to be exceeded, is determined according to the formula given by HOUGARDY, HP in Werkstoff ambience Stahl, Volume 1: Kunststoff, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229.
  • the oxide layer formed in step c is completely reduced to metallic iron.
  • the preferably set atmosphere A 4 comprises at least 2% hydrogen "H 2 ", preferably 3% H 2 , particularly preferably 5% H 2 .
  • a 1 A 4 .
  • the set hydrogen content can ensure that the atmosphere is reducing, particularly with regard to iron.
  • the H 2 content should preferably be limited to a maximum of 20%, preferably 10%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen “O 2 ", in particular traces of O 2 , and up to 0.5% water “H 2 O” can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloy elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is added to nitrogen "N 2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H 2 , O 2 , H 2 O and N 2 .
  • the dew point of the T P2 is at least -60 °C, preferably -40 °C, particularly preferably -35 °C. Furthermore, the dew point should not be greater than 0 °C, preferably -10 °C, particularly preferably -16 °C, since otherwise unwanted oxide formation may occur.
  • the steel flat product can be thoroughly heated in step d. by maintaining it at a constant temperature T 4 .
  • a constant temperature is defined as a maximum fluctuation of ⁇ 5 °C, since a more precise setting is not possible due to process technology.
  • This special embodiment is particularly suitable if a relatively low T 4 temperature has been set for analytical reasons.
  • the heating rate should not exceed 10 °C/s, preferably 8 °C/s, particularly preferably 4 °C/s.
  • the heating rate should be at least 0.5 °C/s, preferably 1.0 °C/s, particularly preferably 2.5 °C/s.
  • the temperature T 5 is at most (T MS + 40 °C), preferably (T MS + 20 °C), particularly preferably T MS to ensure a sufficient martensite content or sufficient nucleation for bainite in the final structure.
  • the temperature T 5 should be at least (T MS -175 °C). In this step, the so-called primary martensite is formed.
  • the temperature T 5 must be ⁇ 550 °C to avoid selective re-oxidation on the steel surface.
  • the cooling rate ⁇ 5 should be at least 10 °C/s, particularly preferably 20 °C/s.
  • the cooling rate ⁇ 5 should be limited to a maximum of 100 °C/s, preferably 50 °C/s, particularly preferably 30 °C/s.
  • the minimum value of ⁇ 5 results from the fact that if the cooling rate is too low, an unwanted ferritic and/or bainitic transformation cannot be ruled out.
  • the maximum value of ⁇ 5 is limited by the fact that there is an excessively high risk of unwanted (selective) re-oxidation of the steel surface.
  • the preferably set atmosphere A 5 in work step e. comprises at least 2% hydrogen "H 2 ", preferably 3% H 2 , particularly preferably 5% H 2 .
  • the set hydrogen content ensures that the atmosphere is reducing, particularly with regard to iron. This avoids uncontrolled oxidation and re-oxidation on the surface can be avoided.
  • the H 2 content should preferably be limited to a maximum of 80%, preferably 50%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen “O 2 ", in particular traces of O 2 , and up to 0.5% water “H 2 O” can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloy elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is added to nitrogen "N 2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H 2 , O 2 , H 2 O and N 2 .
  • the dew point of the T P5 is at least -60 °C, preferably -40 °C. Furthermore, the dew point should not exceed 0 °C, preferably -10 °C, particularly preferably -15 °C, since otherwise selective oxidation of base alloy elements may occur.
  • a 4 is not equal to A 5 , as this prevents uncontrolled entrainment of hydrogen from atmosphere A 4 into atmosphere A 5 .
  • This allows the hydrogen content in atmosphere A 5 to be precisely adjusted to the required amount to prevent selective oxidation, and there is no excess hydrogen present that could undesirably diffuse into the steel and lead to hydrogen embrittlement. This can be achieved by structural separation, particularly a lock system.
  • the minimum value for T 6 is (T MS -175 °C), preferably (T MS -150 °C).
  • the maximum value is T MS , preferably (T MS -75 °C).
  • T 6 T 5 .
  • T P6 T P5 .
  • the flat steel product should be held at T 6 for at least 1 s, preferably at least 4 s, particularly preferably at least 9 s, since this achieves a homogeneous temperature distribution in the material according to the invention, which ensures the formation of a particularly fine and uniform microstructure of primary martensite and residual austenite across the cross-section of the flat steel product.
  • the holding time t 6 is limited to 60 s for economic reasons. In a particular embodiment, for flat steel product thicknesses ⁇ 1.0 mm, the holding time is 10 s-60 s.
  • the preferably set atmosphere A 6 in work step f. comprises at least 2% hydrogen "H 2 ", preferably 3% H 2 , particularly preferably 5% H 2 .
  • the set hydrogen content ensures that the atmosphere is reducing, particularly with regard to iron. This avoids uncontrolled oxidation and re-oxidation on the surface can be avoided.
  • the H 2 content should preferably be limited to a maximum of 20%, preferably 10%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen “O 2 ", in particular traces of O 2 , and up to 0.5% water “H 2 O” can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloy elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is added to nitrogen "N 2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H 2 , O 2 , H 2 O and N 2 .
  • the dew point of T P6 is at least -60 °C, preferably -40 °C. Furthermore, the dew point should not exceed -5 °C, preferably -10 °C, particularly preferably -15 °C, since otherwise selective oxidation of base alloy elements may occur.
  • a 6 is not equal to A 5 , as this prevents uncontrolled entrainment of hydrogen from atmosphere A 4 into atmosphere A 5 .
  • This allows the hydrogen content in atmosphere A 5 to be precisely adjusted to the required amount to prevent selective oxidation, and there is no excess hydrogen present that could undesirably diffuse into the steel and lead to hydrogen embrittlement. This can be achieved by structural separation, particularly a lock system.
  • the temperature T 7 is at most 510 °C, particularly preferably 500 °C, since otherwise an undesirable decrease in the strength of the flat steel product occurs.
  • the temperature T 7 should be greater than T MS , preferably greater than T MS +50 °C, in order to enrich the residual austenite in the base material structure with C from the supersaturated primary martensite or bainite.
  • the heating rate ⁇ 7 should be at least 2 °C/s, particularly preferably 4 °C/s, as otherwise unwanted carbides may form, which bind the carbon and are not available for enrichment in the retained austenite.
  • the cooling rate ⁇ 7 should be limited to a maximum of 100 °C/s, preferably 50 °C/s.
  • the preferably set atmosphere A 7 in step g. comprises at least 2% hydrogen "H 2 ", preferably 3% H 2 , particularly preferably 5% H 2 .
  • the set hydrogen content ensures that the atmosphere is reducing, particularly with regard to iron. This avoids uncontrolled oxidation and re-oxidation on the surface.
  • the H 2 content should preferably be limited to a maximum of 20%, preferably 10%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen “O 2 ", in particular traces of O 2 , and up to 0.5% water “H 2 O” can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloy elements.
  • Nitrogen "N 2" is added to the remainder of the preferred atmosphere.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H 2 , O 2 , H 2 O and N 2 .
  • the dew point of the T P7 is at least -60 °C, preferably -40 °C. Furthermore, the dew point should not exceed 0 °C, preferably -10 °C, particularly preferably -15 °C, since otherwise selective oxidation of base alloy elements may occur.
  • a 7 is equal to A 6 .
  • the temperature T 8 is at most 510 °C, particularly preferably 500 °C, since otherwise an undesirable decrease in the strength of the flat steel product occurs.
  • the temperature T 8 should be greater than T MS , preferably greater than T MS +50 °C, in order to enrich the residual austenite in the base material structure with C from the supersaturated primary martensite and bainite.
  • T 7 T 8 .
  • the flat steel product should be held at T 8 for at least 10 s, preferably at least 15 s, and particularly preferably at least 20 s, since otherwise there is insufficient diffusion time for C to accumulate in the residual austenite.
  • the holding time t 8 is limited to 120 s, preferably 100 s, since otherwise an undesirably high carbide content would form in the basic structure.
  • the preferably set atmosphere A8 in work step h. comprises at least 2% hydrogen " H2 ", preferably 3% H2 , particularly preferably 5% H2 .
  • the set hydrogen content ensures that the atmosphere is reducing, particularly with regard to iron. This avoids uncontrolled oxidation and re-oxidation on the surface can be avoided.
  • the H2 content should preferably be limited to a maximum of 20%, preferably 10%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen " O2 ", in particular traces of O2 , and up to 0.5% water “ H2O " can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloy elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is added to nitrogen " N2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H2 , O2 , H2O and N2 .
  • the dew point of T P8 is at least -60 °C, preferably -40 °C. Furthermore, the dew point should not exceed -5 °C, preferably -10 °C, particularly preferably -15 °C, since otherwise selective oxidation of base alloy elements may occur.
  • a 8 A 7
  • the flat steel product is briefly brought to a temperature T 8 * in the atmosphere A 8 of T 8 , in particular for a period of less than 10 s.
  • T 8 * in the atmosphere A 8 of T 8
  • 460 °C ⁇ T 8 * ⁇ 510 °C preferably 460 °C ⁇ T 8 * ⁇ 500 °C. This can be advantageous for avoiding wetting or adhesion problems during the subsequent coating and for stabilizing the strip immersion temperature.
  • step i1 the flat steel product is coated in a coating bath at a melt bath temperature T9 in an atmosphere A9 .
  • the coating bath consisting of 0.10%–0.20% Al, is saturated with Fe and the remainder Zn and unavoidable impurities.
  • the coating bath contains at least 0.10%, preferably 0.12%, aluminum ("Al”), as this content allows a sufficient Al2O3 skin to form on the coating bath to inhibit Zn slag formation.
  • the aluminum content should be a maximum of 0.20%, preferably 0.17%, as otherwise the desired Fe-Zn phase formation is inhibited during the subsequent heat treatment.
  • the melt bath is saturated with iron ("Fe").
  • Coating takes place at a melt bath temperature T9 of at least 450°C, preferably 460°C, and a maximum of 520°C, preferably 500°C.
  • T9 melt bath temperature
  • the minimum value of T 9 results from the insufficient alloy formation between the steel surface and the coating bath at coating bath temperatures ⁇ 450 °C, preferably ⁇ 460 °C.
  • the maximum value of T 9 is limited by the increased Fe dissolution into the coating bath, accompanied by increased slag formation at coating bath temperatures > 520 °C, preferably > 500 °C.
  • Coating takes place in a reducing atmosphere A 9 to avoid re-oxidation. Therefore, coating is preferably carried out in a closed nozzle construction to further prevent contact with the ambient air. To avoid coating defects due to slag formation on the coating bath level or due to precipitation of coating bath vapors, the nozzle is flooded with a purge gas atmosphere A 9.
  • the purge gas atmosphere preferably comprises N 2 and optionally an H 2 content of 5%-10% as well as unavoidable impurities, in particular H 2 O and O 2 .
  • the possible addition of H 2 depends on the technically unavoidable proportion of residual O 2 in A 9 , which should always be ⁇ 10 ppm.
  • the dew point of the atmosphere A 9 is at least -60 °C, preferably -40 °C and a maximum of +30 °C, preferably 0 °C.
  • the minimum value of T P9 results from the fact that at low dew points, the evaporation of coating bath components is no longer sufficiently prevented, and the adjustment of such low dew points requires disproportionate technical effort.
  • the maximum value of T P9 results from the fact that higher dew points promote both the formation of heavy slag and oxide layers on the coating bath surface and can also lead to unwanted (selective) oxidation of the steel surface.
  • the dew point can be controlled by adding humidified N 2 or, alternatively, humidified N 2 -H 2 .
  • the purge gas atmosphere is preferably preheated to a temperature of 500 °C-650 °C to support stabilization of the strip immersion temperature.
  • the minimum value is based on This is because a purge gas temperature of ⁇ 500 °C only inadequately prevents the deposition of evaporated coating bath components.
  • the maximum value is limited by the fact that a purge gas temperature of > 650 °C results in disproportionately high technical effort. This process is particularly advantageous for demanding annealing and coating treatments for the steel alloy according to the invention.
  • step i2 the coated steel strip is held at a temperature T 9 *, where T 9 * ⁇ T 9 and T 9 * ⁇ 580 °C, for a duration of t 9 * of at least 2 s, preferably 3 s and a maximum of 15 s, preferably 10 s.
  • Inductive heat input is typically used.
  • a temperature > 580 °C should be avoided if possible to prevent unwanted carbide formation in the base material.
  • the coating is alloyed to form Fe-Zn phases (FeZn 10 or ⁇ phase, FeZn 13 or ⁇ phase, Fe 5 Zn 21 /Fe 3 Zn 10 or ⁇ / ⁇ 1 phase).
  • Fe-Zn phases FeZn 10 or ⁇ phase, FeZn 13 or ⁇ phase, Fe 5 Zn 21 /Fe 3 Zn 10 or ⁇ / ⁇ 1 phase.
  • the ⁇ phase can completely disappear in favor of the ⁇ phase, resulting in a steel/coating interface consisting of the ⁇ / ⁇ 1 phase.
  • Due to the similarity in chemical and physical properties between Fe and Mn Mn atoms from the steel alloy can substitute for Fe atoms during this phase formation.
  • this alloy formation can cause any residual oxides or spinels of the base alloying elements to detach from the steel surface and subsequently become present in the solidified coating. Through this deliberate alloying, the stone chip resistance and spot welding suitability of the coating are improved, while accepting an acceptable reduction in formability.
  • step i3 the flat steel product is cooled to a temperature T 10 , where T 10 ⁇ 60 °C.
  • the cooling rate is ⁇ 10 > 5 °C/s.
  • the minimum value of ⁇ 10 results from technical and economic considerations to avoid making the necessary cooling section unnecessarily long. If T 10 > 60 °C, preferably T 10 > 40 °C, this can lead to surface defects during the subsequent skin-passing process.
  • the skin-passing can be carried out with at least two forming passes. Skin-passing serves to improve the flatness, fine-tune the mechanical Properties by a final increase in strength as well as by imprinting a defined fine surface structure into the coating via the skin-pass roll structure.
  • the minimum value of D is determined by the fact that with a skin-pass degree of ⁇ 0.1%, preferably 0.2%, insufficient rolling force is applied to optimize the flatness and meet the inventive minimum requirements for R a and R pc .
  • the maximum value of D is limited by the fact that the product properties cannot be further improved by a D degree > 0.8%, preferably 0.5%, but the technical effort increases disproportionately due to the necessary rolling force or multi-pass re-skin-passing.
  • skin-passing is preferably carried out in-line, i.e. in a continuous process in the same plant together with the upstream annealing treatment.
  • skin-passing can also be carried out in a subsequent process on a stand-alone skin-pass mill or in a combination of in-line and offline skin-passing, particularly if more than one forming pass is necessary to achieve the inventive limits of D, R a and R pc .
  • the applied surface texturing can be based on a deterministic or stochastic fine structure.
  • a preferred embodiment is to apply stochastic surface texturing during skin passing in order to optimize the friction behavior between the steel surface and the tool during forming into the component in the oiled or greased state.
  • a stochastic surface structure offers the advantage that, at high compressive loads, the lubricant can flow out of the stress zone via microchannels that open up between the peaks and valleys of the surface texture. This allows a more even distribution of the lubricant over the entire surface where contact occurs between the tool and the flat steel product during the forming process. Furthermore, a stochastic basic structure ensures flow and adhesion properties for organic or metallic coatings, which can be additionally applied to the flat steel product according to the invention if required.
  • the microhardness is determined according to DIN EN ISO 6507.
  • interactions between the various metallic and oxidic components of the steel surface and the furnace rollers can occur. This can lead to growths on the furnace rollers, which in turn can cause surface defects in the steel strip.
  • the atmosphere A4 and the dew point Tp4 in step d. can be adjusted such that H2O / H2 is ⁇ 0.957, preferably H2O / H2 ⁇ 0.90, particularly preferably H2O / H2 ⁇ 0.80. This further reduces the thin oxide layer that forms in the atmosphere A4 .
  • the steel according to the invention can particularly preferably have C ⁇ 0.12%, particularly preferably C ⁇ 0.13% and preferably Si ⁇ 0.9%, particularly preferably Si ⁇ 1.05%.
  • the steel according to the invention can particularly preferably have C ⁇ 0.5%, particularly preferably C ⁇ 0.5% and preferably Si ⁇ 1.7%, particularly preferably Si ⁇ 1.5%.
  • the flat steel product has a bending angle > 80% and a hole expansion > 25%.
  • the flat steel product according to the invention has a structure consisting of ⁇ 80% bainite and/or martensite, of which at least 75% of the martensite is tempered, ⁇ 5% residual austenite and ⁇ 10% ferrite.
  • the present microstructure consists of 80% bainite and/or martensite.
  • the bainite is preferably bainitic ferrite. 75%, preferably 80%, particularly preferably 90% of the martensite is tempered during the process according to the invention.
  • a maximum of 25%, particularly preferably 20%, particularly preferably 10% of the martensite in the microstructure according to the invention is untempered.
  • the microstructure of a flat steel product according to the invention contains at least 5% residual austenite.
  • Residual austenite has a positive effect on the formability and elongation of martensite-containing steels.
  • Austenite stabilized down to room temperature can be elongated to a greater extent than other microstructure components by utilizing the TRIP effect, while simultaneously achieving higher work hardening. Due to the limitation of austenite-stabilizing alloying elements such as C and Mn for weldability reasons, a residual austenite content greater than 20% is not possible with the described manufacturing process.
  • the flat steel product according to the invention has a microstructure containing a maximum of 10% ferrite, preferably 5%, particularly preferably 3%, to ensure the required high strength.
  • the ferrite present is polygonal ferrite.
  • the ZF coating has a thickness of at least 5 ⁇ m and a maximum of 10 ⁇ m.
  • a component for structural lightweight construction in automotive engineering can be formed from a flat steel product according to the invention.
  • a furnace roller was coated with a coating with a microhardness of 8001 HV0.3 and a roughness of 4 ⁇ m.
  • Steel alloys B and DF have the steel composition according to the invention.
  • Steel alloy B was tested under different manufacturing parameters B202-B206.
  • the atmosphere A2 was reducing.
  • a coating with good powdering values could not be achieved.
  • a controlled setting of an oxidizing atmosphere A2 in example B203 led to significantly improved coating properties. This is reflected in a powdering value of class 1.
  • Test B204 did show good surface properties, but due to a T4 temperature ⁇ Ac3-30 °C and T4 ⁇ T3, the carbon cannot be distributed homogeneously in the austenite structure, resulting in an excessively low proportion of tempered martensite.
  • example B205 on the other hand, the structure according to the invention is achieved, but the example exhibits poor surface properties, such as the powdering value. These poor surface properties are due to the dew point Tp8, which is not in accordance with the invention .
  • the process according to example B206 also showed poor coating properties. This is due to a time t 2 that is too long, which leads to an increased oxidation layer that cannot be sufficiently reduced in the following steps.
  • Examples D207, D208, F212 and F213 are prepared according to the process according to the invention and exhibit good surface properties in the coating, ie the powdering value according to the invention.
  • the powdering value according to the invention could be achieved because the atmosphere A 2 was reducing.
  • the non-inventive dew point T P8 and the increased T 8 temperature lead to selective oxidation of base alloying elements and poor surface properties and a high ferrite content in the structure are the results.
  • Steel alloys A and E have a silicon content that is not in accordance with the invention; all further process steps are within the inventive range. Due to the low silicon content, a high proportion of bainite and carbides forms in the microstructure. This results in a low proportion of residual austenite and a high proportion of tempered martensite. Therefore, examples A201, E210, and E211 are not in accordance with the invention.
  • Steel alloy C has a carbon and silicon content that is not in accordance with the invention because too much fresh martensite is formed. Both examples C205 and C206 therefore have a non-inventive proportion of tempered martensite. C206 also has a non-inventive proportion of ferrite and retained austenite. ⁇ b>Table 1 ⁇ /b> No.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft einen feuerbeschichteten, hochfesten Stahl mit guten Umform- und Oberflächeneigenschaften und seine Herstellungsverfahren, sowie ein Bauteil aus dem Stahl. Der beschichtete Stahl zeigt gute Werte im Powderingtest.

Description

  • Die Erfindung betrifft einen feuerbeschichteten, hochfesten Stahl mit guten Umform- und Oberflächeneigenschaften und seine Herstellungsverfahren, sowie ein Bauteil aus dem Stahl.
  • Bei den in der Erfindung beschriebenen Stahlflachprodukten handelt es sich typischerweise um Walzprodukte, wie Stahlbänder oder Bleche sowie daraus hergestellten Zuschnitte und Platinen.
  • Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit Rm, Streckgrenze Rp0,2, Bruchdehnung A80, die hier berichtet werden, sind im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6982-1:2017 ermittelt worden, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben.
  • In der vorliegenden Anmeldung sind alle Angaben zu Gehalten bezüglich der Stahlzusammensetzung auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen.
  • Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Blechformteils beziehen sich Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen-%"), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben.
  • Das Gefüge wird an Querschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 3% Nital (alkoholische Salpetersäure) unterzogen werden. Die Gefügebestimmung erfolgt im Rasterelektronenmikroskop bei 5000-facher Vergrößerung für die Bestimmung des Anteils des plattenartigen und anderen nicht plattenartigen Bainits und bei 20.000- bis 50.000-facher Vergrößerung für die Bestimmung der Plattenlänge, -breite und des Plattenabstands. Der Anteil an Restaustenit wird in einer Untersuchung mittels Röntgenbeugung (XRD) nach ASTM E975 bestimmt.
  • Alle Bandtemperaturen im Prozess können beispielweise mit einem handelsüblichen Pyrometer bestimmt werden.
  • In der vorliegenden Anmeldung meint gleiche Atmosphäre (d.h.: Ai=Aj), dass die Taupunkte im Rahmen der Messgenauigkeit und bevorzugt die Anteile an Wasserstoff, Sauerstoff und Stickstoff im Rahmen der Messungenauigkeit übereinstimmen.
  • Aus dem Stand der Technik sind hochfeste Stähle mit guten Umformeigenschaften für Anwendungen beispielsweise im Automobilbau bekannt. Hochfeste Stähle zeichnen sich durch einen hohen Anteil an Legierungselementen aus, wobei die Legierungselemente zur Festigkeitssteigerung beitragen. Gleichzeitig muss der Stahl gute Dehnungseigenschaften aufweisen.
  • Für viele Anwendungen werden hochfeste Stähle mit einem Korrosionsschutz versehen. Hierfür können die Stähle schmelztauchbeschichtet werden mit einem zinkeisenbasierten Überzug. Die Herausforderung bei Stählen mit einem hohen Anteil an Legierungselementen ist es, eine haftende Beschichtung auf der Oberfläche aufzubringen. Insbesondere die Legierungselemente Silizium, Mangan und Chrom führen zu Haftungsproblemen.
  • In der EP 3 856 936A1 werden bessere Haftungsparameter für zinkbasierte Überzüge bei hochfesten Stählen erreicht, indem die Verteilung von Silizium, Mangan und Chrom in der Grenzschicht kontrolliert wird. Diese Verteilungsfunktion wird durch die Atmosphäre bei der höchsten Temperatur in der Glühbehandlung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts, der Temperatur bei der Austenitisierung, erreicht.
  • Bei einer Beschichtung mit zinkeisenbasierten Überzügen ist diese Kontrolle nicht ausreichend, viel mehr bedarf es einer weiteren Anpassung des Verfahrens, um eine gute Haftung eines zinkeisenbasierten Überzugs zu erreichen.
  • Daher ist es Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Verfahren zur Verfügung zu stellen, welches eine gute Haftung eines zinkeisenbasierten Überzugs auf einem hochfesten Stahl ermöglicht und die Festigkeitseigenschaften nicht negativ beeinflusst.
  • Gelöst wird die Aufgabe durch ein Verfahren, in dem das Stahlflachprodukt während des Aufheizens gezielt voroxidiert wird. Dadurch stellt sich eine überwiegende externe Fe-Oxid Schicht ein. Diese Oxidschicht wird gezielt in einem späteren Schritt durch Rückoxidation entfernt. Solange die Oberfläche allerdings durch die erzeugte Fe-Oxidschicht geschützt ist, kann keine selektive Oxidierung der Elemente Silizium, Mangan und Chrom stattfinden. Daher bilden sich auf der Oberfläche keine Oxide, die zu Oberflächenfehlern und zu einer schlechten Haftung an einzelnen Stellen führen. Außerdem werden besondere Atmosphären- und Temperaturbedingungen kurz vor und während des Beschichtungsvorgangs eingestellt, um die Fehler weiter zu minimieren.
  • Das erfindungsgemäße Herstellungsverfahren umfasst mindestens die folgenden Arbeitsschritte:
    1. a. Bereitstellen eines kaltgewalzten Stahlflachprodukt, welcher einen Stahl umfasst, der aus den folgenden Elementen besteht:
      • 0,10-0,5 % C,
      • 1,0-3,0 % Mn,
      • 0,9-1,7 % Si,
      • < 0,020 % P,
      • < 0,005 % S,
      • < 0,010 % N,
      • sowie optional eines oder mehrere der folgenden Elemente:
      • 0,01-1,5 % Al,
      • 0,05-1 % Cr,
      • 0,05-0,2 % Mo,
      • 0,0004-0,002 % B,
      • 0,05-0,2 % Cu,
      • 0,005 % ≤ Ti+Nb+V ≤ 0,2 %
      • und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Elementen;
    2. b. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Ofeneintrittstemperatur;
    3. c. Aufheizen und Voroxidieren des kaltgewalzten Stahlflachprodukts unter den Bedingungen:
      1. 1. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von T0 in einer reduzierenden Atmosphäre A1 auf eine Temperatur T1, wobei T1 = 650 °C-750 °C und der Taupunkt TP1 der Atmosphäre A1 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt.
      2. 2. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Temperatur T2 und dann Voroxidieren und Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von T2 auf eine Temperatur T3 in einer oxidierenden Atmosphäre A2 für t2 = 1 s -30 s, wobei T1≤ T2 ≤ T3 mit T3 = 750° C-850° C.
    4. d. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von einer Temperatur T3 auf eine Temperatur T4 und Durchwärmen bei einer Temperatur T4 für t4 = 5 s - 300 s, wobei T3≤ T4 ≤ 950 °C und T4≥ Ac3 -30 °C, das Aufheizen und Durchwärmen in einer Atmosphäre A4 erfolgt und der Taupunkt TP4 der Atmosphäre A4 im Bereich (-60 °C) bis (-0 °C) liegt;
    5. e. Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate υ5 = 10 °C/s-100 °C/s in einer reduzierenden Atmosphäre A5 auf eine Temperatur T5, wobei T5 = (TMS + 40 °C)-(TMS-175 °C) und T5 ≤ 550 °C und der Taupunkt TP5 der Atmosphäre A5 im Bereich (-60 °C) bis (-0 °C) liegt;
    6. f. Einstellen und Halten des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf einer Temperatur T6 in einer reduzierenden Atmosphäre A6 für eine Haltezeit t6 = 1 s - 60 s, wobei T6 = TMS -(TMS-175°C), und der Taupunkt TP6 der Atmosphäre A6 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt;
    7. g. Wiederaufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Aufheizrate υ7 = 4 °C/s-1000 °C/s in einer reduzierenden Atmosphäre A7 auf eine Temperatur T7, wobei TMS <T7≤510 °C und der Taupunkt TP7 der Atmosphäre A7 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt;
    8. h. Einstellen und Halten des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf einer Temperatur T8 in einer reduzierenden Atmosphäre A8 für eine Gesamtzeit für das Wiederaufheizen, Einstellen und Halten von t8 = 10 s-120 s, und der Taupunkt TP8 der Atmosphäre A8 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt;
    9. i. Beschichten, Glühen und Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts unter den Bedingungen:
      1. 1. Beschichten des Stahlfachprodukts bei einer Schmelzbadtemperatur T9 in einer reduzierenden Atmosphäre A9 mit einem Beschichtungsbad bestehend aus:
        • 0,10 %-0,20 % Al,
        • Fe gesättigt
        • Rest Zn und unvermeidbare Verunreinigungen
        • wobei
        • T9 = 450 °C-520 °C und der Taupunkt TP8 der Atmosphäre A8 im Bereich (-60 °C) bis (+30 °C) liegt.
      2. 2. Glühen des beschichteten Stahlflachprodukts bei T9* für eine Zeit t9* = 2 s-15 s, wobei T9*≥ T9 und T9*≤ 580 °C.
      3. 3. Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf eine Temperatur T10, wobei T10 ≤ 60 °C.
    10. j. Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts mit mindestens einem Umformstich und einem Gesamtdressiergrad D = 0,1 %-0,8 %.
  • In einer bevorzugten Ausführung umfasst das Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, unbeschichteten Stahlflachprodukts keine weiteren Arbeitsschritte und das Verfahren besteht aus den Schritten a bis j.
  • In einer besonderen Ausführungsform finden zwischen zwei aufeinanderfolgenden Schritten keine weiteren Temperaturänderungen statt, besonders bevorzugt gilt dies für alle Paare von aufeinanderfolgenden Schritten. Dies bedeutet beispielsweise, dass nach dem Schritt e) (Abkühlen auf T5) direkt T6 eingestellt und gehalten wird.
  • Im Folgenden werden die einzelnen Arbeitsschritte detailliert beschreiben:
    • Arbeitsschritt a.
  • Das bereitgestellte, kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird auf konventionelle Weise hergestellt. Die konventionelle Weise umfasst das Vergießen des Stahls zu einer Bramme, Wiedererwärmen der Brammen, Warmwalzen, Haspeln des Warmbandes, Beizen des Warmbandes, Kaltwalzen des Warmbandes. Für die erfindungsgemäße Zusammensetzung der Bramme und die optionalen Variationsmöglichkeiten gelten dieselben Hinweise, die bereits im Zusammenhang mit der Zusammensetzung des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes getroffen wurden.
  • Kohlenstoff "C" ist in dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,10 % bis 0,5 % enthalten. Kohlenstoff unterstützt im erfindungsgemäßen Stahl die Bildung und Stabilisierung des Austenits. Insbesondere erfolgt die Stabilisierung während des Abschreckens und der folgenden Glühbehandlung. Des Weiteren erhält der Stahl durch die Zugabe von C eine hohe Festigkeit, da die Festigkeit des Martensits, welcher sich während des Prozesses bildet, gesteigert wird. Daher soll der C-Gehalt mindestens 0,10 %, bevorzugt 0,12 %, besonders bevorzugt 0,13% betragen. Auf der anderen Seite wird die Martensitstart-Temperatur mit steigendem C-Gehalt zu immer tieferen Temperaturen verschoben, so dass möglicherweise kein bzw. nur ein zu geringer Anteil an Niedrigtemperaturphasen gebildet werden kann. Aus diesem Grund sollte der C-Gehalt im erfindungsgemäßen Stahl maximal 0,5 %, bevorzugt 0,4 %, besonders bevorzugt 0,5 % betragen.
  • Silizium "Si" wird zur Einstellung des besonderen Gefüges in dieser Erfindung benötigt, denn es verzögert die Zementitbildung. Durch einen zu hohen Anteil an Zementit würde der Kohlenstoff in Karbiden gebunden sein und stünde während des Prozesses nicht mehr für die Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung und die Dehnung würde sich verschlechtern. Daher muss Silizium mit mindestens 0,9 %, bevorzugt mindestens 1,05 %, besonders bevorzugt mindestens 1,10 %, im erfindungsgemäßen Stahl vorliegen. Ein zu hoher Siliziumgehalt führt andererseits zu einer schlechten Oberflächenqualität, so dass der erfindungsgemäße Stahl mindestens 1,7 %, besonders bevorzugt mindestens 1,5 % aufweist.
  • In einer besonderen Ausführungsform umfasst der erfindungsgemäße Stahl C ≤ 0,16 % und Si ≤ 1,2 %, bevorzugt C ≤ 0,15 % und Si ≤ 1,2 %, besonders bevorzugt C ≤ 0,15 % und Si ≤ 1,1 % auf. In dieser besonderen Ausführungsform kann insbesondere bevorzugt C ≥ 0,12 %, besonders bevorzugt C ≥ 0,13 %, und bevorzugt Si ≥ 0,9 %, besonders bevorzugt Si ≥ 1,05 %. aufweisen.
  • In einer alternativen Ausführungsform weist der erfindungsgemäße Stahl C > 0,16 und Si > 1,2, bevorzugt C > 0,16 % und Si ≥ 1,25 %, besonders bevorzugt C ≥ 0,18 % und Si ≥ 1,3 %, insbesondere bevorzugt C ≥ 0,20 % und Si ≥ 1,4 %, auf. In dieser besonderen Ausführungsform kann insbesondere bevorzugt C ≤ 0,5 %, besonders bevorzugt C ≤0,3 % und bevorzugt Si ≤ 1,7 %, besonders bevorzugt Si ≤ 1,5 %. aufweisen.
  • Im erfindungsgemäßen Stahl ist Mangan "Mn" enthalten. Mit einem Gehalt ab 1,0 %, ermöglicht Mn die Martensitbildung, da die Perlitbildung unterdrückt wird. Als vorteilhaft hat sich ein Anteil von mindestens 1,2 % und besonders vorteilhaft ein Anteil von mindestens 1,5 % herausgestellt. Allerdings kann ein zu hoher Mn Anteil zu starken Seigerungen führen, weswegen der Mn-Anteil auf 3,0 % beschränkt ist. Außerdem schränkt ein hoher Mn-Anteil die Schweißeignung stark ein und verringert den Korrosionswiderstand. Daher hat sich ein Mn-Anteil von maximal 2,5 % und insbesondere von 2,3 % als besonders vorteilhaft herausgestellt.
  • Die Zugabe von Phosphor "P" schränkt die Schweißeignung stark ein und sollte daher auf 0,020% beschränkt sein, wobei Gehalte von 0,018 %, insbesondere von 0,015 % besonders vorteilhaft sind. Im erfindungsgemäßen Stahl hat es sich herausgestellt, dass es vorteilhaft sein kann, wenn P mit mindestens 0,002 %, insbesondere 0,006 %, enthalten ist, da dadurch die Mischkristallhärtung gefestigt wird.
  • Schwefel "S" kann zur Bildung von Mn-Sulfiden führen, welche die Umformbareigenschaften stark verschlechtern. Daher ist im erfindungsgemäßen Stahl der Gehalt auf 0,005 % beschränkt, wobei eine Beschränkung auf 0,004 % und insbesondere auf 0,003 % vorteilhaft sein kann. Eine Verunreinigung mit Schwefel lässt sich während der Stahlherstellung nicht komplett vermeiden.
  • Stickstoff "N" kann bei Gehalten über 0,010 % zur Bildung von groben Nitriden führen, was zu einer verschlechterten Umformbarkeit führt. Zur Vermeidung dieser Nitride hat sich ein maximaler Gehalt von 0,008 % als besonders vorteilhaft herausgestellt. Während der Stahlherstellung lässt sich eine Verunreinigung durch Stickstoff nicht komplett vermeiden.
  • Neben den zuvor erläuterten Verunreinigungen P, S, und N können auch noch weitere Elemente als Verunreinigungen im Stahl vorhanden sein. Diese weiteren Elemente werden unter den "unvermeidbaren Verunreinigungen" zusammengefasst. Bevorzugt beträgt der Gehalt an diesen "unvermeidbaren Verunreinigungen" in Summe maximal 0,2 %, bevorzugt maximal 0,1 %. Die nachfolgend beschriebenen optionalen Legierungselemente "Al, Cr, Mo, B, Cu, Ti, Nb", für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch in Gehalten unterhalb der jeweiligen Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahlsubstrat vorkommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den "unvermeidbaren Verunreinigungen" gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 %, bevorzugt maximal 0,1 % begrenzt ist.
  • Aluminium "Al" kann dem erfindungsgemäßen Stahl zur Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff hinzugefügt werden. Außerdem kann Aluminium eingesetzt werden, um den Restaustenitanteil zu erhöhen. Ein höher Restaustenitanteil ergibt sich bei Zugabe von Aluminium durch eine Verzögerung der Bildung von Zementitausscheidungen. Es hat sich hierfür im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ein Aluminiumanteil von mindestens 0,01 %, bevorzugt 0,03 % als vorteilhaft herausgestellt. Anderseits kann ein zu hoher Alumniumanteil zu einer Bildung von groben Al-Nitriden führen, die zu einer versprödenden Wirkung und damit zu einer schlechteren Umformbarkeit führen. Zudem können höhere Al-Gehalte zu einem schlechteren Gießverhalten führen, da Aluminiumverbindungen zu Clogging führen können. In der vorliegenden Erfindung ist daher eine Begrenzung des Aluminiumgehaltes auf 1,5 %, bevorzugt 0,8 %, besonders bevorzugt 0,4 % vorgesehen.
  • Chrom "Cr" ist ein effektiver Inhibitor des Perlits, trägt zur Festigkeit bei. Ein Chromanteil von mindestens 0,10 % hat sich als besonders vorteilhaft herausgestellt. Chrom kann allerdings durch die Bildung von Cr-Oxiden zu Korngrenzenoxidation führen. Daher ist der Chromgehalt hier auf 1,0 %, bevorzugt 0,9 %, begrenzt.
  • Molybdän "Mo" bildet ebenfalls bei geringen Mengen feine, festigkeitssteigernde Kohlenstoffnitride. Daher hat sich eine Zugabe von mindestens 0,05 % als vorteilhaft herausgestellt. Der festigkeitssteigernde Effekt der Kohlenstoffnitride erschöpft sich allerdings, sobald der Molybdängehalt zu groß wird. Außerdem können hohe Gehalte von Molybdän die Kaltformbarkeit und die Schweißeigenschaften verschlechtern. Hier hat sich ein Gehalt von maximal 0,2 %, bevorzugt 0,10 %, besonders bevorzugt 0,07 %, als vorteilhaft herausgestellt.
  • Die Zugabe von Bor "B" führt zu einem feinkörnigen Gefüge, da Bor an die Phasengrenzen segregiert und deren Bewegung blockiert. Dafür können dem erfindungsgemäßen Stahl mindestens 0,0004 %, besonders bevorzugt mindestens 0,0005 %, hinzugefügt werden. Die Auswirkung von B ist bei einem Gehalt von maximal 0,002 % gesättigt.
  • Die Zugabe von Kupfer "Cu" in das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt kann sehr feine festigkeitssteigernde Cu-Ausscheidungen bilden. Daher kann eine Zugabe von mindestens 0,05 %, bevorzugt 0,1 % vorteilhaft in der vorliegenden Erfindung sein. Allerdings sollte der Kupfergehalt auf 0,2 % begrenzt sein, da ansonsten im Warmwalzprozess zur sogenannten Rotbrüchigkeit, d.h. es bilden sich Risse in der Bramme, kommen kann.
  • Dem erfindungsgemäßen Stahl können in einer besonderen Ausführungsform Mikrolegierungselementen (= MLE) (bevorzugt Ti und/oder Nb und/oder V) hinzugefügt werden. Im Sinne dieser Erfindung wird Bor nicht zu den Mikrolegierungselementen gezählt. Diese Elemente tragen durch die Bildung sehr fein verteilter Karbide zu einer höheren Festigkeit bei. Ein minimaler MLE-Gehalt in Summe von 0,005 % führt zum Einfrieren von Korn- und Phasengrenzen während der Glühbehandlung. Eine zu hohe Konzentration der MLE, welche die Karbidbildung und Phasengrenzenimmobilität stark fördert, ist hingegen schädlich für die Stabilisierung des Restaustenits. Daher wird sollte MLE-Konzentration in Summe auf maximal 0,2 % beschränkt sein.
    • Arbeitsschritt b.
  • Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird auf eine Ofeneintrittstemperatur aufgeheizt. Die Ofeneintrittstemperatur ist die Temperatur, die das Stahlflachprodukt beim Eintritt in den Ofen in der Mitte des Blechs aufweist. Die Ofeneintrittstemperatur beträgt bevorzugt wenigstens 10 °C, besonders bevorzugt 15 °C. Die Ofeneintrittstemperatur sollte bevorzugt nicht über 100 °C, besonders bevorzugt 50 °C, insbesondere bevorzugt 35 °C, betragen.
    • Arbeitsschritt c.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt wird von T0 auf eine Temperatur T1 in einer Atmosphäre A1 aufgeheizt. Die Temperatur T1 beträgt mindestens 650 °C, bevorzugt 670 °C. Die Temperatur T1 beträgt maximal auf 750 ° C, bevorzugt 730 °C, da oberhalb dieser Temperatur Rekristallisationsprozesse beginnen und die Prozessbedingungen gemäß Arbeitsschritt d. eingestellt werden müssen.
  • Die erfindungsgemäße eingestellte Atmosphäre A1 ist reduzierend. Sie umfasst bevorzugt mindestens 2 % Wasserstoff "H2" bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend, insbesondere bezüglich Eisen, ist. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine dünne Oxidschicht, besonders bevorzugt dünner als 300 nm, kann eingestellt werden. Der H2 Gehalt sollte aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 % bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP1 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -55 °C, besonders bevorzugt -45 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als -5 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 °C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann. Dieser besondere Taupunktregelung führt dazu, dass Beschichtungs- und Haftungsstörungen des Überzugs vermieden werden kann.
  • Das Stahlflachprodukt wird auf eine Temperatur T2 aufgeheizt. Anschließend wird das Stahlflachprodukt von einer Temperatur T2 auf eine Temperatur T3 aufgeheizt und in einer oxidierenden Atmosphäre A2 für t2 = 1 s-30 s, wobei T1≤ T2 ≤ T3 mit T3 = 750 °C-850 °C, voroxidiert. Diese Voroxidation bewirkt eine deckende FeO-Schicht in definierter Dicke, bevorzugt 50 nm-300 nm. Diese deckende Schicht bewirkt in den späteren Verfahrensschritten, dass die selektive Oxidation der sauerstoffaffinen Legierungselemente an der externen Stahloberfläche verhindert oder zumindest so stark gehemmt wird. Der Minimalwert von T2 ergibt sich daraus, dass die Voroxidation bei T2<T1 nicht ausreichend sicher eine im Wesentlichen deckendende FeO-Schicht, dicker ≥ 50 nm, erzeugt. Der Maximalwert von T2<T3 ergibt sich daraus, dass die Voroxidation bei T2>T3 dazu tendieren kann, eine FeO-Schicht > 300 nm zu erzeugen, welche sich während der anschließenden Reduktion gemäß Arbeitsschritt d. nur unzureichend zu metallischen Fe rück-reduzieren lässt. Die Expositionszeit während der Voroxidation sollte mindestens 1 s, bevorzugt 5 s betragen, damit die erfindungsgemäßen Voroxidationsbedingungen ausreichend sicher sind, eine im Wesentlichen deckendende FeO-Schicht dicker ≥ 50 nm auszubilden. Der Maximalwert von t2 ergibt sich daraus, dass bei einer Expositionszeit > 30 s gegenüber den erfindungsgemäßen Voroxidationsbedingungen, eine FeO-Schicht > 300 nm erzeugt wird, welche sich während der anschließenden Reduktion gemäß Arbeitsschritt d. nur unzureichend zu metallischen Fe rück-reduzieren lässt. Diese Voroxidation erfolgt in einer Atmosphäre A2, welche dabei so eingestellt wird, dass die Bedingungen in dieser Ofenzone stets oxidierend auf Eisen wirken, um eine gezielte Voroxidation der Stahloberfläche zu einer möglichst deckenden FeO-Schicht von mindestens 50 nm, bevorzugt 60 nm und maximal 300 nm, bevorzugt 200 nm Oxidschichtdicke einzustellen. Es sind unterschiedliche Wege bekannt oxidierende Atmosphären einzustellen. So kann die Atmosphäre A2 mindestens 0,5 % Sauerstoff "O2" bevorzugt 0,6 % O2, besonders bevorzugt 0,8 % O2 und maximal 5 % O2, bevorzugt 2% O2, Rest N2 mit Spuren von H2O, und ggf. technisch unvermeidbaren Resten an H2 und CO2 und CO umfassen. Alternativ zu O2 kann als oxidatives Medium auch feuchter N2 in diese Ofenzone eingeblasen werden, wobei in diesem Fall A2 einen Taupunkt TP2 von ≥ 0 °C - ≤ + 60 °C bei einem H2O/H2-Verhältnis von ≥ 0,957 aufweist, um eine ausreichende Fe-Oxidation sicher zu stellen.
  • In einer besonderen Ausführungsform beträgt die Aufheizrate υ1 in Arbeitsschritt c. zwischen 500 °C und T1 in Arbeitsschritt c. mindestens 2 °C/s, bevorzugt 4 °C/s und maximal 50 °C/s, bevorzugt 10 °C/s. Durch die Aufheizrate von mindestens 2 °C/s kann die selektive Oxidation der unedlen Legierungselemente bis zum Erreichen von T1 verzögert werden und weiter minimiert werden.
    • Arbeitsschritt d.
  • Anschließend wird in Arbeitsschritt d. das Stahlflachprodukts von einer Temperatur T3 auf eine Temperatur T4 aufgeheizt und auf einer Temperatur T4 in einer reduzierenden Atmosphäre A4 durchwärmt. Das Stahlflachprodukt wird für mindestens t4 ≥ 5s, bevorzugt, 10 s besonders bevorzugt 15 s aufgeheizt und durchwärmt.
  • Dabei darf die Temperatur T4 nicht unterhalb der maximalen Voroxidationstemperatur T3 liegen. Der Minimalwert von t4 ergibt sich daraus, dass die voroxidierte Stahloberfläche bei einer Expositionszeit < 5 s gegenüber den erfindungsgemäßen Reduktionsbedingungen nicht ausreichend, zu metallischem Fe rück-reduziert, wird.
  • Die Einstellung der T4 Temperatur und die ausreichende Zeit t4 bewirkt eine ausreichende Austenitisierung. Allerdings sollte die Zeit begrenzt sein und maximal t4 ≤ 300 s, bevorzugt 180 s, betragen, da ansonsten eine Vergröberung des Austenitkorns stattfindet, wodurch die mechanischen Eigenschaften negativ beeinflusst werden.
  • Für die Temperatur T4 gilt in diesem Schritt T3 ≤ T4 ≤ 950 °C und T4 ≥ Ac3 -30 °C, insbesondere T4 ≥ Ac3.
  • Dabei ist die zu überschreitende Mindesttemperatur Ac3 gemäß der von HOUGARDY, HP. in Werkstoffkunde Stahl, Band 1: Grundlagen, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229.,angegebenen Formel A c 3 = 902 − 225 * % C + 19 * % Si − 11 * % Mn − 5 * % Cr + 13 * % Mo − 20 * % Ni + 55 * % V ° C mit %C = jeweiliger C-Gehalt, %Si = jeweiliger Si-Gehalt, %Mn = jeweiliger Mn-Gehalt, %Cr = jeweiliger Cr-Gehalt, %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt, %Ni =jeweiliger Ni-Gehalt und %V = jeweiliger V-Gehalt des Stahls, aus dem der Zuschnitt besteht, bestimmt.
  • Dadurch kann die voroxidierte Stahloberfläche ausreichend reduziert werden. In einer besonderen Ausführungsform wird die Oxidschicht, entstanden in Arbeitsschritt c., insbesondere FeO-Schicht, genannte FeO-Schicht, vollständig zu metallischem Eisen reduziert.
  • Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A4 umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2" bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. In einer besonderen Ausführungsform kann A1 = A4 sein. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend, insbesondere bezüglich Eisen, ist. Der H2 Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 % bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP2 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C, besonders bevorzugt -35 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als 0 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -16 °C, sein, da es ansonsten zu einer ungewollten Oxidbildung kommen kann.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann das Durchwärmen des Stahlflachprodukts in Arbeitsschritt d. durch das Halten bei einer konstanten Temperatur T4 erfolgen. Unter einer konstanten Temperatur ist eine Schwankung von maximal ± 5 °C zu verstehen, da prozesstechnisch eine genauere Einstellung nicht möglich ist. Diese besondere Ausführungsform ist insbesondere dann zu wählen, wenn analysedingt eine verhältnismäßige niedrige T4 Temperatur eingestellt wurde.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann das Aufheizen von T1 auf T4 mit einer Aufheizrate υ2 = 0,5 °C/s - 10 °C/s erfolgen. Die Aufheizrate sollte 10 °C /s, bevorzugt 8 °C/s, besonders bevorzugt 4 °C/s nicht übersteigen. Die Aufheizrate sollte in dieser alternativen Ausführungsform mindestens 0,5 °C/s, bevorzugt 1,0 °C/s, besonders bevorzugt 2,5 °C/s betragen.
    • Arbeitsschritt e.
  • Das Stahlflachprodukts wird mit einer Abkühlrate υ5= 10 °C/s - 100 °C/s in einer reduzierenden Atmosphäre A5 auf eine Temperatur T5 abgekühlt. Die Temperatur T5 beträgt höchstens (TMS + 40 °C), bevorzugt (TMS + 20 °C), besonders bevorzugt TMS um einen ausreichenden Martensitanteil bzw. eine ausreichende Keimbildung für Bainit im Endgefüge sicher zu stellen. Die Temperatur T5 sollte mindestens (TMS-175 °C) betragen. In diesem Schritt entsteht der sogenannte primäre Martensit. TMS kann mittels folgender Gleichung bestimmt werden: TMS ° C = 539 ° C + − 423 % C − 30,4 % Mn − 7,5 % Si + 30 % Al ° C / wt %
  • Außerdem muss die Temperatur T5 ≤ 550 °C sein, damit eine selektive Rückoxidation auf der Stahloberfläche vermieden werden kann. Die Abkühlrate υ5 sollte mindestens 10 °C/s, besonders bevorzugt 20 °C/s, betragen. Die Abkühlrate υ5 sollte begrenzt sein auf maximal 100 °C/s , bevorzugt 50 °C/s, besonders bevorzugt 30 °C/s. Der Minimalwert von υ5 ergibt sich daraus, dass bei einer zu niedrigen Abkühlrate eine ungewollte ferritische und/oder bainitische Umwandlung nicht ausgeschlossen werden kann. Der Maximalwert von υ5 wird dadurch begrenzt, dass ein zu hohes Risiko einer ungewollten (selektiven) Rückoxidation der Stahloberfläche besteht.
  • Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A5 im Arbeitsschritt e. umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2" bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend, insbesondere bezüglich Eisen, ist. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine Rückoxidation auf der Oberfläche kann vermieden werden. Der H2 Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 80 %, bevorzugt 50 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP5 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als 0 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 °C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist A4 ungleich A5, da dadurch eine unkontrollierte Verschleppung des Wasserstoffs aus der Atmosphäre A4 in die Atmosphäre A5 vermieden. Dadurch kann der Wasserstoffgehalt in Atmosphäre A5 genau auf die benötigte Menge zur Vermeidung selektiver Oxidation eingestellt werden und es ist kein überschüssiger Wasserstoff vorhanden, der ungewollt in den Stahl diffundiert und zu Wasserstoffversprödung führt. Dies kann durch eine bauliche Trennung, insbesondere ein Schleusensystem erreicht werden.
    • Arbeitsschritt f.
  • In Arbeitsschritt f. wird das Stahlflachprodukt auf eine Temperatur T6 in einer Atmosphäre A6 eingestellt und für eine Haltezeit t6 = 1 s-60 s gehalten. Der Minimalwert für T6 beträgt (TMS-175 °C), bevorzugt (TMS-150 °C). Der Maximalwert beträgt TMS, bevorzugt (TMS-75 °C). TMS bezeichnet die Martensitstarttemperatur, welche mit folgender Gleichung abgeschätzt werden kann: TMS ° C = 539 ° C + − 423 % C − 30,4 % Mn − 7,5 % Si + 30 % Al ° C / wt % , wobei die Elementkonzentrationen in Gewichtsprozent zu verwenden sind.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist T6 = T5. In einer besonderen Ausführungsform ist TP6 = TP5. Das Stahlflachprodukt sollte mindestens 1 s, bevorzugt mindestens 4 s, besonders bevorzugt mindestens 9 s, bei T6 gehalten werden, da dadurch eine homogene Temperaturverteilung im erfindungsgemäßen Material erreicht wird, die die Ausbildung eines besonders feinen und gleichmäßigen Gefüges aus primärem Martensit und Restaustenit über den Querschnitt des Stahlflachprodukt gewährleistet. Die Haltezeit t6 ist aus wirtschaftlichen Gründen auf 60 s begrenzt. In einer besonderen Ausführungsform bei Dicken des Stahlflachproduktes ≥ 1,0 mm beträgt die Haltezeit 10 s-60 s.
  • Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A6 im Arbeitsschritt f. umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2" bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend, insbesondere bezüglich Eisen, ist. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine Rückoxidation auf der Oberfläche kann vermieden werden. Der H2-Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 %, bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP6 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als -5 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 ° C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist A6 ungleich A5, da dadurch eine unkontrollierte Verschleppung des Wasserstoffs aus der Atmosphäre A4 in die Atmosphäre A5 vermieden. Dadurch kann der Wasserstoffgehalt in Atmosphäre A5 genau auf die benötigte Menge zur Vermeidung selektiver Oxidation eingestellt werden und es ist kein überschüssiger Wasserstoff vorhanden, der ungewollt in den Stahl diffundiert und zu Wasserstoffversprödung führt. Dies kann durch eine bauliche Trennung, insbesondere ein Schleusensystem erreicht werden.
    • Arbeitsschritt g.
  • In Arbeitsschritt g. wird das Stahlflachprodukt mit einer Aufheizrate υ7 = 4 °C/s-1000 °C/s in einer Atmosphäre A7 auf eine Temperatur T7 geheizt. Die Temperatur T7 beträgt höchstens 510 °C besonders bevorzugt 500 °C, da ansonsten ein ungewollte Festigkeitsabnahme des Stahlflachprodukts erfolgt.
  • Die Temperatur T7 sollte größer als TMS, bevorzugt größer TMS+50 °C betragen um im Grundwerkstoffgefüge den Restaustenit mit C aus dem übersättigten primären Martensit bzw. Bainit anzureichern.
  • Die Aufheizrate υ7 sollte mindestens 2 °C/s, besonders bevorzugt 4 °C/s betragen, da es ansonsten zu einer ungewollten Bildung von Karbiden kommen kann, welche den Kohlenstoff abbinden und nicht zur Anreicherung im Restaustenit zur Verfügung stehen. Die Abkühlrate υ7 sollte begrenzt sein auf maximal 100 °C/s, bevorzugt 50 °C/s.
  • Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A7 im Arbeitsschritt g. umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2" bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend, insbesondere bezüglich Eisen, ist. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine Rückoxidation auf der Oberfläche kann vermieden werden. Der H2 Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 %, bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Dem Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP7 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als 0 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 °C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist A7 gleich A6.
    • Arbeitsschritt h.
  • Anschließend wird das Stahlflachprodukt auf einer Temperatur T8 in einer reduzierenden Atmosphäre A8 für eine Gesamtzeit für das Wiederaufheizen (Arbeitsschritt g.), Einstellen der Temperatur auf T8 und Halten von t8 = 10 s-600 s gehalten. Die Temperatur T8 beträgt höchstens 510 °C, besonders bevorzugt 500 °C, da ansonsten eine ungewollte Festigkeitsabnahme des Stahlflachprodukts erfolgt.
  • Die Temperatur T8 sollte größer als TMS, bevorzugt größer TMS+50 °C betragen, um im Grundwerkstoffgefüge den Restaustenit mit C aus dem übersättigten primären Martensit und Bainit anzureichern. In einer besonderen Ausführungsform gilt T7 = T8.
  • Das Stahlflachprodukt sollte mindestens 10 s, bevorzugt mindestens 15 s, besonders bevorzugt mindestens 20 s, bei T8 gehalten werden, da ansonsten nicht ausreichend Diffusionszeit für C besteht, sich im Restaustenit anzureichern. Die Haltezeit t8 ist auf 120 s, bevorzugt 100 s, begrenzt, da sich ansonsten ein ungewollt hoher Karbidanteil im Grundgefüge ausbildet.
  • Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A8 im Arbeitsschritt h. umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2" bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend, insbesondere bezüglich Eisen, ist. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine Rückoxidation auf der Oberfläche kann vermieden werden. Der H2-Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 %, bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP8 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als -5 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 °C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist A8 = A7, insbesondere A8 = A7 = A6.
  • In einer besonderen Ausführungsform wird das Stahlflachprodukt nach Ablauf von t8 in der Atmosphäre A8 von T8 kurzfristig, insbesondere für einen Zeitraum von weniger als 10 s, auf eine Temperatur T8* gebracht. Hierbei gilt 460 °C < T8* ≤ 510 °C, bevorzugt 460 °C < T8* ≤ 500 °C. Dies kann vorteilhaft für die Vermeidung von Benetzungs- oder Haftungsstörungen während der anschließenden Beschichtung sein und die Bandeintauchtemperatur stabilisieren.
    • Arbeitsschritt i.
  • In Arbeitsschritt i1. wird das Stahlflachprodukt bei einer Schmelzbadtemperatur T9 in einer Atmosphäre A9 in einem Beschichtungsbad beschichtet. Das Beschichtungsbad aus 0,10 %-0,20 % Al, ist gesättigt mit Fe und Rest Zn und unvermeidbare Verunreinigungen. Im Beschichtungsbad ist mindestens 0,10 %, bevorzugt 0,12 % Aluminium "Al" enthalten, da sich durch den Anteil eine ausreichende Al2O3-Haut auf dem Beschichtungsbad bilden kann, um die Zn-Schlackebildung zu hemmen. Der Aluminiumgehalt sollte maximal 0,20 %, bevorzugt 0,17 % betragen, da ansonsten die gewollte Fe-Zn-Phasenbildung während der anschließenden Wärmebehandlung gehemmt wird. Das Schmelzbad ist mit Eisen "Fe" gesättigt. Das Beschichten erfolgt bei einer Schmelzbadtemperatur T9 von mindestens 450 °C, bevorzugt 460 °C und maximal 520 °C, bevorzugt 500 °C. Der Minimalwert von T9 ergibt sich aus der unzureichenden Legierungsbildung zwischen Stahloberfläche und Beschichtungsbad bei Beschichtungsbadtemperaturen < 450 °C, bevorzugt < 460 °C. Der Maximalwert von T9 wird begrenzt durch die verstärkte Fe-Lösung in das Beschichtungsbad, einhergehend mit verstärkter Schlackebildung bei Beschichtungsbadtemperaturen > 520 °C, bevorzugt > 500 °C.
  • Das Beschichten erfolgt in einer reduzierenden Atmosphäre A9 um Rückoxidation zu vermeiden. Daher erfolgt die Beschichtung bevorzugt in einer geschlossene Rüsselkonstruktion, um weiterhin einen Kontakt zur Umgebungsluft zu verhindern. Um Beschichtungsfehler durch Schlackebildung auf dem Beschichtungsbadspiegel oder durch Niederschlagen von Beschichtungsbaddämpfen zu vermeiden, wird der Rüssel mit einer Spülgasatmosphäre A9 geflutet. Dabei umfasst die Spülgasatmosphäre bevorzugt N2 und optional einen H2-Anteil von 5 %-10 % sowie unvermeidbaren Verunreinigungen insbesondere H2O und O2. Die ggf. erfolgende Zugabe von H2 richtet sich dabei nach dem technisch unvermeidbaren Anteil an Rest-O2 in A9, welcher stets ≤10ppm betragen soll. In einer besonderen Ausführungsform beträgt der Taupunkt der Atmosphäre A9 mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C und maximal +30 °C, bevorzugt 0 °C. Der Minimalwert von TP9 ergibt sich daraus, dass bei niedrigen Taupunkten das Verdampfen von Beschichtungsbadanteilen nicht mehr ausreichend verhindert wird und die Einstellung solch niedriger Taupunkte einen unverhältnismäßig großen technischen Aufwand erfordert. Der Maximalwert von TP9 ergibt sich daraus, dass höhere Taupunkte sowohl eine starke Schlacke- und Oxidschichtbildung auf dem Beschichtungsbadspiegel fördern und weiterhin zu einer ungewollte (selektive) Oxidation der Stahloberfläche führen können. Der Taupunkt kann durch Zugabe von befeuchtetem N2, alternativ von befeuchtetem N2 -H2 kontrolliert werden kann.
  • In der besonderen Ausführungsform, dass in Arbeitsschritt h. das Band auf T8* erhöht wird, wird die Spülgasatmosphäre vorzugsweise auf eine Temperatur von 500 °C-650 °C vorgewärmt um eine Stabilisierung der Bandeintauchtemperatur zu unterstützten. Der Minimalwert begründet sich damit, dass eine Spülgastemperatur < 500 °C nur noch unzureichend den Niederschlag von verdampften Beschichtungsbadanteilen verhindert. Der Maximalwert wird dadurch begrenzt, dass eine Spülgastemperatur > 650 °C zu einem unverhältnismäßig hohen technischen Aufwand führt. Diese Prozessführung zeigt sich besonders vorteilhaft für anspruchsvolle Glüh- und Beschichtungsbehandlung für die erfindungsgemäße Stahllegierung.
  • Nach Austritt aus dem Beschichtungsbad wird überschüssige Zinkschmelze mittels Bedüsung von Luft-, N2- oder einem Gemisch aus Luft und N2 vom Stahlband abgestreift. Ein gegenüber Luft zunehmender N2-Anteil kann vorteilhaft für die Vermeidung von Fehlern in der Beschichtung sein. Anschließend wird das beschichtete Stahlband in Arbeitsschritt i2. für eine Dauer von t9* von mindestens 2 s, bevorzugt 3 s und maximal 15 s, bevorzugt 10 s bei einer Temperatur T9*, wobei T9* ≥ T9 und T9* ≤ 580 °C gehalten, wobei typischerweise eine induktive Wärmeeinbringung Anwendung findet. Eine Temperatur > 580 °C sollte möglichst verhindert werden, um ungewollte Karbidbildung im Grundwerkstoff zu vermeiden. Während der Glühung des beschichteten Stahlflachprodukts erfolgt die Durchlegierung des Überzugs unter Bildung von Fe-Zn-Phasen (FeZn10-bzw. δ-Phase, FeZn13- bzw. ζ-Phase, Fe5Zn21-/Fe3Zn10- bzw. Γ/Γ1-Phase). In einer typischen Überzugsausbildung kann dabei die ζ -Phase zu Gunsten von der δ -Phase vollständig verschwinden und es zeigt sich eine Grenzschicht Stahl/Überzug aus Γ/Γ1-Phase. Aufgrund Ihrer Ähnlichkeit in den chemisch-physikalischen Eigenschaften zwischen Fe und Mn können dabei Mn-Atome aus der Stahllegierung Fe-Atome bei dieser Phasenbildung substituieren. Durch diese Legierungsbildung können sich des Weiteren ggf. vorhandene Rest-Oxide oder Spinelle der unedlen Legierungselemente von der Stahloberfläche von dieser lösen und anschließend im erstarrten Überzug vorliegen. Durch dieses bewusste Durchlegieren wird u.a. die Steinschlagfestigkeit und Punktschweißeignung des Überzugs verbessert unter Inkaufnahme einer vertretbaren Minderung der Umformbarkeit.
  • In Arbeitsschritt i3. wird das Stahlflachprodukt auf eine Temperatur T10 abgekühlt. wobei T10 ≤ 60 °C. In einer besonderen Ausführungsform beträgt die Abkühlrate υ10> 5 °C/s. Der Minimalwert von υ10 ergibt sich aus technisch-wirtschaftlichen Überlegungen, die hierfür notwendige Kühlstrecke nicht unnötig lang auslegen zu müssen. Liegt T10 > 60 °C, bevorzugt T10 > 40 °C kann dies zu Oberflächenfehlern während des anschließenden Dressierprozesses führen.
    • Arbeitsschritt j.
  • Dressieren des Stahlflachprodukts mit mindestens einem Umformstich und einem Gesamtdressiergrad D = 0,1 %-0,8 %, bevorzugt D = 0,1 %-0,5 %, besonders bevorzugt D = 0,2 %-0,5 %. In einer besonderen Ausführungsform kann das Dressieren mit mindestens zwei Umformstichen erfolgen. Das Dressieren dient zur Verbesserung der Planlage, Feineinstellung der mechanischen Eigenschafen durch eine abschließende Anhebung der Festigkeit sowie zur Einprägung einer definierten Oberflächenfeinstruktur über die Dressierwalzenstruktur in den Überzug.
  • Der Minimalwert von D wird dadurch bestimmt, dass bei einem Dressiergrad von < 0,1%, bevorzugt 0,2 %, nicht ausreichend Walzkraft aufgebracht wird, die Planlage zu optimieren und die erfindungsgemäßen Minimalanforderungen an Ra und Rpc zu erfüllen. Der Maximalwert von D wird dadurch begrenzt, dass sich die Produkteigenschaften durch einen D-Grad > 0,8%, bevorzugt 0,5 %, nicht weiter verbessern lassen, aber der technische Aufwand aufgrund von notwendiger Walzkraft oder mehrstichigem Nachdressierens unverhältnismäßig ansteigt. Aus wirtschaftlichen und logistischen Gründen wird das Dressieren vorzugsweise in-line durchgeführt, d.h. in einem kontinuierlichen Prozess in derselben Anlage zusammen mit der vorgeschalteten Glühbehandlung. Alternativ kann das Dressieren auch in einem Folgeprozess an einem Stand-Alone-Dressiergerüst erfolgen oder in einer Kombination aus In-line- und Off-line-Dressieren, insbesondere dann, falls mehr als ein Umformstich zur Erreichung der erfindungsgemäßen Grenzen von D, Ra und Rpc notwendig sein sollten. Die applizierte Oberflächentexturierung kann auf einer deterministischen oder stochastischen Feinstruktur basieren. Eine bevorzugte Ausführungsform ist es beim Dressieren eine stochastische Oberflächentexturierung zu applizieren, um im geölten bzw. gefetteten Zustand das Reibverhalten zwischen Stahloberfläche und Werkzeug während der Umformung zum Bauteil zu optimieren. Bei der hohen Druckbelastung aufgrund der notwendig hohen Umformkräfte für hochfeste Stähle birgt eine stochastische Oberflächenstruktur den Vorteil, dass bei hohen Druckbeanspruchungen der Schmierstoff über Mikrokanäle, welche sich zwischen den Bergen und Tälern der Oberflächentextur auftun, aus der Beanspruchungszone abfließen kann. Dies erlaubt eine gleichmäßigere Verteilung des Schmierstoffes über die gesamte Oberfläche, an der es im Umformprozess zu einem Kontakt zwischen Werkzeug und Stahlflachprodukt kommt. Des Weiteren gewährleistet eine stochastische Grundstruktur Verlaufs- und Haftungseigenschaften für organische oder metallische Beschichtungen, die erforderlichenfalls zusätzlich auf das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt aufgebracht werden können.
  • In einer besonderen Ausführungsform wird das Stahlflachprodukt in dem erfindungsgemäßen Verfahren in den Schritten b.-h. mittels Ofenrollen durch einen Ofen bewegt wird, wobei mindestens eine der verwendeten Ofenrollen, bevorzugt alle Ofenrollen, eine Beschichtung mit einer Mikrohärte ≥ 750 HV0,3, bevorzugt ≥ 900HV0,3, und eine Rauheit Ra = 3,0 µm - 8 µm aufweist. Die Mikrohärte wird anhand DIN EN ISO 6507 bestimmt. In der erfindungsgemäßen Ausführung des Glühens kann es zu Wechselwirkungen der verschiedenen metallischen und oxidischen Bestandteile der Stahloberfläche mit den Ofenrollen kommen. Daraus können Aufwachsungen auf den Ofenrollen entstehen, welche wiederum Oberflächenfehler im Stahlband verursachen können. Dabei hat sich gezeigt, dass in der besonderen Ausführungsform eine Ofenrolle, bevorzugt alle Ofenrollen mit einer Beschichtung mit einer Mikrohärte ≥ 750 HV0,3, bevorzugt ≥ 900HV0,3, und eine Rauheit Ra =3,0 µm-8 µm versehen sein sollten, damit diese Oberflächenfehler vermieden werden können.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann die Atmosphäre A4 und der Taupunkt TP4 in Arbeitsschritt d. so eingestellt werden, dass H2O/H2 < 0,957, bevorzugt H2O/H2 < 0,90, besonders bevorzugt H2O/H2 < 0,80 beträgt. Hierdurch wird die dünne Oxidschicht, welche sich in der Atmosphäre A4 ausbildet, weiter reduziert werden.
  • Die Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens führt zu dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt:
    Hochfestes, beschichtetes Stahlflachprodukt, mit einer Zugfestigkeit Rm = 900 MPa-1500 MPa, eine Dehngrenze Rp02 ≥ 680 MPA und einer Dehnung A80 =7 %-25 %, welcher einen Stahl umfasst, der aus den folgenden Elementen besteht:
    • 0,10-0,5 % C,
    • 1,0-3,0 % Mn,
    • 0,9-1,7 % Si,
    • ≤ 0,020 % P,
    • ≤ 0,005 % S,
    • ≤ 0,010 % N,
    • sowie optional eines oder mehrere der folgenden Elemente
    • 0,01-1,5 % Al,
    • 0,05-1 % Cr,
    • 0,05-0,2 % Mo,
    • 0,0004-0,002 % B,
    • 0,05-0,2 % Cu, 0,005 % ≤ Ti + Nb + V ≤ 0,2 %
    • und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Elementen,
    • wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das zu ≥ 80 % aus Bainit und/oder Martensit, wovon mindestens 75 % des Martensits angelassen ist, ≥ 5 % Restaustenit und ≤ 10 % Ferrit besteht und es im Powderingtest gemäß SEP1933 die Klasse 1 oder 2 aufweist.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist eine Zugfestigkeit Rm = 900 MPa-1500 MPa, eine Dehngrenze Rp02 ≥ 680 MPA und einer Dehnung A80 = 7 %-25 % auf.
  • In einer besonderen Ausführungsform mit C ≤ 0,16 % und Si ≤ 1,2 %, bevorzugt C ≤ 0,15 % und Si ≤ 1,2 %, besonders bevorzugt C ≤ 0,15 % und Si ≤ 1,1 % beträgt die Zugfestigkeit Rm < 1000 MPa, bevorzugt Rm ≤ 980 MPa. In dieser besonderen Ausführungsform kann der erfindungsgemäße Stahl insbesondere bevorzugt C ≥ 0,12 %, besonders bevorzugt C ≥ 0,13 % und bevorzugt Si ≥ 0,9 %, besonders bevorzugt Si ≥ 1,05 % aufweisen.
  • In einer alternativen Ausführungsform mit C > 0,16 und Si > 1,2, bevorzugt C > 0,16 % und Si ≥ 1,25 %, besonders bevorzugt C ≥ 0,18 % und Si ≥ 1,3 %, insbesondere bevorzugt C ≥ 0,20 % und Si ≥ 1,4 %, beträgt die Zugfestigkeit Rm ≥ 1000MPa, bevorzugt Rm ≥ 1080MPa. In dieser besonderen Ausführungsform kann der erfindungsgemäße Stahl insbesondere bevorzugt C ≤ 0,5 %, besonders bevorzugt C ≤ 0,5 % und bevorzugt Si ≤ 1,7 %, besonders bevorzugt Si ≤ 1,5 % aufweisen.
  • In einer besonderen Ausführungsform weist das Stahlflachprodukt einen Biegewinkel > 80 % und eine Lochaufweitung > 25 % auf.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist ein Gefüge bestehend aus ≥ 80 % Bainit und/oder Martensit, wovon mindestens 75 % des Martensits angelassen ist, ≥ 5 % Restaustenit und ≤ 10 % Ferrit auf.
  • Das vorliegende Gefüge besteht zu 80 % aus Bainit und/oder Martensit. Bevorzugt handelt es sich bei dem Bainit um bainitischen Ferrit. Von dem Martensit werden während des erfindungsgemäßen Verfahrens 75 %, bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 90 % angelassen. Bevorzugt liegen maximal 25 %, besonders bevorzugt 20 %, besonders bevorzugt 10 % des Martensits in dem erfindungsgemäßen Gefüge unangelassen vor.
  • Das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts enthält mindestens 5 % Restaustenit. Restaustenit wirkt sich günstig auf die Umformbarkeit und Dehnung martensithaltiger Stähle aus. Der bis auf Raumtemperatur stabilisierte Austenit kann unter Nutzung des TRIP-Effekts bei gleichzeitig höherer Verfestigung stärker gedehnt werden als andere Gefügebestandteile. Mit der Begrenzung der austenitstabilisierenden Legierungselemente wie C und Mn aus Schweißbarkeitsgründen ist ein Restaustenitanteil größer 20 % mit dem beschriebenen Herstellungsprozess nicht möglich.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist ein Gefüge auf, dass maximal 10 % Ferrit, bevorzugt 5 %, besonders bevorzugt 3 %, enthält, um die geforderten hohen Festigkeiten zu gewährleisten. In einer bevorzugten Ausführungsform handelt es sich bei dem vorliegenden Ferrit um polygonalen Ferrit.
  • Die ZF-Beschichtung hat eine Dicke von mindestens 5 µm und maximal 10 µm.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann ein Bauteil für den strukturellen Leichtbau im Automobilbau aus einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt geformt werden.
  • Im Folgenden wird die Erprobung des erfindungsgemäßen Verfahrens im Labor beschrieben. Zunächst wurden verschiedene kaltgewalzte Stahlflachprodukte zur Verfügung gestellt, die aus verschiedenen Stähle gemäß Tabelle 1 hergestellt wurden. Die verschiedenen Stahlflachprodukte wurden anschließend mit den Verfahren gemäß Tabelle 2 und 3 erprobt. Die erreichten Stahlflachprodukteigenschaften sind in Tabelle 4 zu sehen. Die Ofeneintrittstemperatur lag in allen Beispielen bei Raumtemperatur.
  • Auf die Proben F212 und B202 wurde außerdem während des Verfahrens eine stochastische Oberflächentexturierung während des Dressierschrittes aufgebracht.
  • Bei den Proben D207 und F213 war eine Ofenrolle mit einer Beschichtung mit einer Mikrohärte von 8001 HV0,3 und einer Rauheit von 4 µm beschichtet.
  • Die Stahllegierungen B, D-F weisen die erfindungsgemäße Stahlzusammensetzung auf. Die Stahllegierung B wurde unter unterschiedlichen Herstellparametern getestet B202-B206. Dabei war im Fall B202 die Atmosphäre A2 reduzierend. Es konnte keine Beschichtung mit guten Powderingwerten erreicht werden. Überraschenderweise führte eine kontrollierte Einstellung einer oxidierenden Atmosphäre A2 in Beispiel B203 zu deutlich besseren Beschichtungseigenschaften. Dies zeigt sich in einem Powderingwert der Klasse 1. Der Versuch B204 zeigte zwar gute Oberflächeneigenschaften, aber durch eine T4 Temperatur < Ac3-30 °C und T4 < T3 kann der Kohlenstoff nicht homogen im Austenitgefüge verteilt werden, was in einem zu niedrigen Anteil angelassenem Martensit resultiert. Im Beispiel B205 wird hingegen das erfindungsgemäße Gefüge erreicht, aber das Beispiel weist schlechte Oberflächeneigenschaften auf, wie den Powderingwert auf. Diese schlechten Oberflächeneigenschaften sind begründet in dem nicht erfindungsgemäßen Taupunkt Tp8. Auch im Verfahren nach Beispiel B206 zeigten sich schlechte Beschichtungseigenschaften. Dies ist begründet in einer zu langen Zeit t2, was zu einer erhöhten Oxidationsschicht führt, die sich in den folgenden Schritten nicht ausreichend reduzieren lässt.
  • Die Beispiele D207, D208, F212 und F213 werden nach dem erfindungsgemäßen Verfahren durchgeführt und weisen guten Oberflächeneigenschaften in Beschichtung, d.h. erfindungsgemäßen Powderingwert. Dahingegen konnte im Beispiel D209 kein erfindungsgemäßer Powderingwert erreicht werden, da die Atmosphäre A2 reduzierend war. Im Beispiel D210 hingegen führt der nicht erfindungsgemäße Taupunkt TP8 und die erhöhte T8 Temperatur zur selektiven Oxidation unedler Legierungselemente und schlechte Oberflächeneigenschaften und ein hoher Ferritanteil im Gefüge sind das Ergebnis.
  • Die Stahllegierungen A und E weisen einen nicht erfindungsgemäßen Siliziumgehalt auf, alle weiteren Verfahrensschritte liegen im erfindungsgemäßen Bereich. Durch den niedrigen Siliziumgehalt bildet sich im Gefüge ein hoher Anteil an Bainit und Karbiden. Dies resultiert in einem niedrigen Restaustenitanteil und einem hohen Anteil angelassenem Martensit. Daher sind die Beispiele A201, E210 und E211 nicht erfindungsgemäß.
  • Die Stahllegierung C weist einen nicht erfindungsgemäßen Kohlenstoffgehalt und Siliziumgehalt auf, da zu viel frischer Martensit gebildet wird. Beide Beispiele C205 und C206 weisen daher einen nicht erfindungsgemäßen Anteil an angelassenem Martensit auf. C206 weist außerdem einen nicht erfindungsgemäßen Ferrit und Restaustenitanteil auf. Tabelle 1
    Nr. C Si Mn P S Al Cr Cu Nb Mo N Tl V B Tl+NB +V Ac3 MS
    A 0,142 0,21 1,63 0,012 0,0027 0,031 0,780 0,051 0,002 0,003 0,0027 0,037 0,002 0,0011 0,041 808 429
    B 0,218 1,478 2,21 0,016 0,0023 0,024 0,173 0,047 0,001 0,01 0,0046 0,007 0,003 0,0004 0,011 834 369
    C 0,072 0,26 2,59 0,013 0,0021 0,029 0,690 0,090 0,001 0,110 0,0025 0,079 0,005 0,0013 0,085 816 429
    D 0,158 1,18 1,99 0,014 0,0020 0,017 0,022 0,008 0,001 0,005 0,0016 0,015 0,001 0,0015 0,017 840 403
    E 0,153 0,42 2,35 0,013 0,0025 0,710 0,720 0,061 0,027 0,010 0,0042 0,023 0,003 0,0014 0,053 799 421
    F 0,274 1,47 2,31 0,005 0,0021 0,022 0,132 0,036 0,001 0,099 0,0013 0,086 0,004 0,0003 0,091 823 343
    Tabelle 2
    Nr. J1 T1 TP1 T2 t2 A2 T3 t4 T4 TP4 TP5 T5 J5 TP6 T6 t6
    A201 5 675 -20 710 12 Ox. 815 130 890 -25 -35 380 31 -20 380 8
    B202 4 700 -20 730 16 Red. 825 160 895 -30 -15 335 34 -25 335 12
    B203 4 730 -20 770 17 Ox. 840 95 905 -40 -15 325 36 -25 325 10
    B204 6 670 -20 675 15 Ox. 800 85 795 -35 -20 340 31 -20 340 11
    C205 7 650 -20 700 16 Ox. 810 110 855 -35 -20 330 30 -5 330 20
    C206 5 650 -20 700 17 Ox. 810 170 850 -35 -30 390 31 -10 390 9
    D207 4 680 -20 760 18 Ox. 830 65 905 -45 -10 315 35 -35 315 10
    D208 6 680 -20 760 12 Ox. 830 65 895 -45 -20 335 32 -60 335 13
    D209 6 695 -20 760 16 Red. 830 180 895 -45 -15 295 37 -60 295 8
    E210 8 650 -20 735 14 Ox. 825 80 850 -30 -35 395 32 -55 395 12
    E211 4 660 -20 775 20 Ox. 840 80 860 -30 -30 375 39 -25 375 8
    F212 5 705 -20 815 12 Ox. 850 45 905 -40 -15 290 44 -50 290 7
    F213 4 705 -20 810 12 Ox. 850 15 895 -40 -15 320 37 -45 320 13
    B205 5 675 -20 710 16 Ox. 815 130 895 -25 -20 335 31 5 335 18
    B206 5 675 -20 715 45 Ox. 815 90 890 -25 -35 320 31 -20 320 17
    D210 6 680 -20 760 20 Ox. 830 65 895 -45 -20 335 32 5 335 15
    Tabelle3
    Nr. J7 T7 TP7 t8 T8 TP8 T9 T9* T10 D
    A201 6 455 -20 110 465 -20 460 480 55 0,1
    B202 9 450 -25 60 467 -25 462 480 58 0,3
    B203 7 450 -25 100 468 -25 461 480 52 0,2
    B204 13 457 -20 80 472 -20 465 480 40 0,5
    C205 20 460 5 120 479 -5 461 480 40 0,2
    C206 17 455 -20 110 465 -10 463 485 58 0,15
    D207 16 448 -5 80 469 -35 461 480 54 0,2
    D208 18 460 -10 10 471 -60 460 490 50 0,3
    D209 80 451 -35 50 483 -60 465 480 45 0,5
    E210 19 455 -60 50 465 -55 463 490 54 0,6
    E211 21 450 -60 80 454 -25 462 490 53 0,95
    F212 97 445 5 30 472 -50 466 490 56 0,45
    F213 14 450 -55 30 467 -45 460 490 53 0,1
    B205 15 455 -25 110 505 5 460 485 51 0,4
    B206 18 455 -50 110 505 -20 460 485 49 0,3
    D210 14 460 -45 5 520 5 460 485 50 0,25
    Tabelle4
    Nr. Bainit + Martensit Anteil Angelassener Martensit Restaustenit Ferrit Rp0,2 Rm A80 Powdering
    A201 77 40% 3 20 590 886 17 4
    B202 84 88% 12 4 883 1205 16 4
    B203 88 91% 11 1 942 1185 14 1
    B204 84 50% 8 8 715 1243 10 5
    C205 94 56% 6 0 767 1089 10 4
    C206 82 31% 3 15 679 1108 13 4
    D207 88 80% 10 2 897 1060 16 1
    D208 90 76% 9 1 854 1027 13 2
    D209 81 81% 14 5 848 1091 17 4
    E210 82 47% 3 15 675 1231 9 4
    E211 93 54% 3 4 869 1213 6 4
    F212 84 89% 16 0 1264 1493 17 1
    F213 78 93% 17 5 1149 1469 22 1
    B205 80 88% 15 5 894 1198 16 4
    B206 88 97% 12 0 937 1190 15 5
    D210 86 78% 2 12 856 997 8 4

Claims (10)

  1. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten, beschichteten Stahlflachprodukt, umfassend mindestens die folgenden Arbeitsschritte:
    a. Bereitstellen eines kaltgewalzten Stahlflachprodukt, welcher einen Stahl umfasst, der aus den folgenden Elementen besteht:
    0,10-0,5 % C,
    1,0-3,0 % Mn,
    0,9-1,7 % Si,
    ≤ 0,020 % P,
    ≤ 0,005 % S,
    ≤ 0,010 % N,
    sowie optional eines oder mehrere der folgenden Elemente:
    0,01-1,5 % Al,
    0,05-1 % Cr,
    0,05-0,2 % Mo,
    0,0004-0,002 % B,
    0,05-0,2 % Cu, 0,005 % ≤ Ti + Nb + V ≤ 0,2 %
    und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Elementen;
    b. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Ofeneintrittstemperatur;
    c. Aufheizen und Voroxidieren des kaltgewalzten Stahlflachprodukts unter den Bedingungen:
    1. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von T0 in einer reduzierenden Atmosphäre A1 auf eine Temperatur T1, wobei T1 = 650 °C-750 °C und der Taupunkt TP1 der Atmosphäre A1 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt;
    2. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Temperatur T2 und dann Voroxidieren und Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von T2 auf eine Temperatur T3 in einer oxidierenden Atmosphäre A2 für t2 = 1 s -30 s, wobei T1 ≤ T2 ≤ T3 mit T3 = 750 °C-850 °C;
    d. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von einer Temperatur T3 auf eine Temperatur T4 und Durchwärmen bei einer Temperatur T4 für t4 = 5 s-300 s, wobei T3 ≤ T4 ≤ 950 °C und T4 ≥ Ac3 -30 °C, das Aufheizen und Durchwärmen in einer Atmosphäre A4 erfolgt und der Taupunkt TP4 der Atmosphäre A4 im Bereich (-60 °C) bis (-0 °C) liegt;
    e. Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate υ5= 10 °C/s-100 °C/s in einer reduzierenden Atmosphäre A5 auf eine Temperatur T5, wobei T5 = (TMS + 40 °C)-(TMS-175 °C) und T5 ≤ 550 °C und der Taupunkt TP5 der Atmosphäre A5 im Bereich (-60 °C) bis (-0 °C) liegt;
    f. Einstellen und Halten des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf einer Temperatur T6 in einer reduzierenden Atmosphäre A6 für eine Haltezeit t6 =1 s-60 s, wobei T6 = TMS -(TMS-175 °C), und der Taupunkt TP6 der Atmosphäre A6 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt;
    g. Wiederaufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Aufheizrate υ7 = 4 °C/s-1000 °C/s in einer reduzierenden Atmosphäre A7 auf eine Temperatur T7, wobei TMS < T7 ≤ 510 °C und der Taupunkt TP7 der Atmosphäre A7 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt;
    h. Einstellen Halten des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf einer Temperatur T8 in einer reduzierenden Atmosphäre A8 für eine Gesamtzeit für das Wiederaufheizen, Einstellen und Halten von t8 = 10 s-600 s, und der Taupunkt TP8 der Atmosphäre A8 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt;
    i. Beschichten, Glühen und Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts unter den Bedingungen:
    1. Beschichten des Stahlfachprodukts bei einer Schmelzbadtemperatur T9 in einer reduzierenden Atmosphäre A9 mit einem Beschichtungsbad bestehend aus
    0,10 %-0,20 % Al,
    Fe-gesättigt,
    Rest Zn und unvermeidbare Verunreinigungen
    wobei
    T9 = 450 °C-520 °C und der Taupunkt TP8 der Atmosphäre A8 im Bereich (-60 °C) bis (+30 °C) liegt;
    2. Glühen des beschichteten Stahlflachprodukts bei T9* für eine Zeit t9* = 2 s-15 s, wobei T9* ≥ T9 und T9* ≤ 580 °C;
    3. Abkühlen des beschichteten Stahlflachprodukts auf eine Temperatur T10, wobei T10 ≤ 60 °C;
    j. Dressieren des beschichteten Stahlflachprodukts mit mindestens einem Umformstich und einem Gesamtdressiergrad D = 0,1 %-0,8 %;
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass für die Atmosphäre A2 in Arbeitsschritt c2. H2O/H2 ≥ 0,957 gilt und der Taupunkt TP2 im Bereich (0 °C) bis (+60 °C) liegt.
  3. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass in Arbeitsschritt c. zwischen 500 °C und T1 die Aufheizrate υ1 = 2 °C/s-50 °C/s.
  4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass in Arbeitsschritt d. das Durchwärmen als Halten bei auf einer konstanten Temperatur T4 erfolgt.
  5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass in Arbeitsschritt d. das Aufheizen von T1 auf T4 mit einer Aufheizrate υ2 = 0,5 °C/s-10 °C/s erfolgt.
  6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für die Atmosphäre A4 aus H2O/H2 < 0,957 gilt.
  7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt in den Schritten b.-h. mittels Ofenrollen durch einen Ofen bewegt wird, wobei mindestens eine der verwendeten Ofenrollen eine Beschichtung mit einer Mikrohärte ≥ 750 HV0,3 und eine Rauheit Ra = 3,0 µm-8 µm aufweist.
  8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass während des Dressierschritts j. eine stochastische Oberflächentexturierung aufgebracht wird.
  9. Hochfestes, beschichtetes Stahlflachprodukt, mit einer Zugfestigkeit Rm = 900 MPa-1500 MPa, eine Dehngrenze Rp02 ≥ 680 MPA und einer Dehnung A80 = 7 %-25 %, welcher einen Stahl umfasst, der aus den folgenden Elementen besteht:
    0,10-0,5 % C,
    1,0-3,0 % Mn,
    0,9-1,7 % Si,
    ≤ 0,020 % P,
    ≤ 0,005 % S,
    ≤ 0,010 % N,
    sowie optional eines oder mehrere der folgenden Elemente:
    0,01-1,5 % Al,
    0,05-1 % Cr,
    0,05-0,2 % Mo,
    0,0004-0,002 % B,
    0,05-0,2 % Cu, 0,005 % ≤ Ti + Nb + V ≤ 0,2 % , ,
    und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Elementen,
    wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das aus ≥ 80 % aus Bainit und/oder Martensit, wovon mindestens 75 % des Martensits angelassen ist, ≥ 5 % Restaustenit und ≤ 10 % Ferrit besteht dadurch gekennzeichnet, dass es im Powderingtest gemäß SEP1933 die Klasse 1 oder 2 aufweist.
  10. Bauteil für den strukturellen Leichtbau im Automobilbau geformt aus einem Stahlflachprodukt nach Anspruch 9.
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