EP4703482A1 - Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Abstract

Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, dessen Gefüge maximal 9 % Restaustenit und maximal 11 % Martensit aufweisen kann, Rest bainitischer Ferrit mit Ausscheidung in Form von Karbiden, Nitriden und/oder Karbonitriden, und das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit R_m von mindestens 950 MPa, eine Streckgrenze R_e von mindestens 670 MPa und einen Bake-Hardening-Effekt BH von mindestens 40 MPa aufweist, sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.

Description

• Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, dessen Gefüge im Wesentlichen bainitischen Ferrit mit Ausscheidungen aufweist, wobei Anteile an Restaustenit und Martensit vorhanden sein können und das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit R_m von mindestens 950 MPa, einer Streckgrenze R_e von mindestens 670 MPa und einen Bake-Hardening-Effekt BH von mindestens 40 MPa aufweist. Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachprodukts.
• Die Elektromobilität ist mitunter ein Treiber für den automobilen Leichtbau, insbesondere im Fahrwerk. So steigt das Fahrzeuggewicht durch die Batterie und das Fahrwerk muss entsprechend höhere Lasten aufnehmen. Gleichzeitig kommt dem Fahrwerk eine erhöhte Bedeutung in Crashsituationen zu, so dass die entstehende Energie im Crashfall zukünftig auch verstärkt über das Fahrwerk aufgenommen werden muss. Durch die veränderten Anforderungen kommt der Umformbarkeit höchstfester Komplexphasenstähle eine erhöhte Bedeutung zu, um neben dem werkstofflichen auch konstruktiven Leichtbau zu ermöglichen.
• Gerade im Bereich des Fahrwerks besteht die Forderung nach Stahlflachprodukten, die einerseits bei geringem Gewicht eine hohe Festigkeit, andererseits auch eine gute Verformbarkeit besitzen. Darüber hinaus werden beim OEM in der Weiterverarbeitung eine hervorragende Schneideignung gefordert bei gleichzeitig hohen Festigkeiten. Gerade beim KTL-Prozess wird von den OEM's ein zusätzlicher Streckgrenzenanstieg nach moderater Erwärmung gefordert.
• Komplexphasenstähle zum Kaltumformen zeichnen sich durch eine Kombination aus hoher Festigkeit und guter lokaler Umformbarkeit aus. Ihre hohe Festigkeit erlangen sie insbesondere durch Einstellung der Phasenanteile im Gefüge über einen kontrollierten Walz- und Abkühlprozess im Warmwalzwerk. Eingesetzt werden diese Stähle für Bauteilgeometrien vorwiegend im Fahrzeug- und Nutzfahrzeugbau.
• Da speziell bei Fahrwerksteilen, aber auch für Automobilsitze die Bauteilformen immer komplexer werden und parallel die Materialfestigkeiten bei gleichzeitig höher werdenden Anforderungen an die Maßhaltigkeit der Bauteile steigen, sind auch die Anforderungen an die Stähle seitens der Automobilindustrie deutlich anspruchsvoller geworden. Die OEM fordern vermehrt Stahlflachprodukte mit einem auf den Verwendungszweck abgestimmten und gleichmäßigen Eigenschaftsprofil bei gleichzeitig erhöhtem Umform- und Verarbeitungspotenzial.
• Die Steigerung der Effektivität ist ein kontinuierliches Bestreben bei der Weiterverarbeitung von Stahlflachprodukten. Die Reduzierung des Materialausschusses durch eine saubere Schnittkante beim Platinenzuschnitt spielt dabei eine wichtige Rolle. Die Einrissneigung nimmt typischerweise mit höheren Mikrolegierungsgehalten und steigender Festigkeit zu, weshalb die Vermeidung von Einrissen bei der Verarbeitung von zunehmender Bedeutung ist und mit der Entwicklung immer höherer Festigkeiten einhergeht.
• Zusätzlich ist es für den Automobilisten interessant, ein Stahlflachprodukt einzusetzen, das sich gut umformen lässt bei gleichzeitig hoher Festigkeit. Daher ist es besonders interessant diese Festigkeit erst nach erfolgreicher Umformung zu erhöhen, durch beispielsweise die Fähigkeit eines Stahlflachprodukts durch Erwärmen eine Festigkeitssteigerung zu erreichen, was als Bake-Hardening-Effekt bekannt ist, wie er beispielsweise beim KTL-Lackieren auftritt.
• Rissfreie Schnittkanten können durch die richtige Einstellung am Werkzeug oder durch schneidoptimiertes Material realisiert werden. Da ein Bauteil durchaus aus verschiedenen Stählen unterschiedlicher Gefügestrukturen gefertigt werden kann, sind auch in der Regel unterschiedliche Schneidparameter erforderlich. Eine wiederkehrende Änderung der Schneidparameter wäre in diesem Fall notwendig, ist aus Kosten- und Zeitgründen beim OEM aber unbeliebt. Die Erwartungshaltung liegt daher beim angelieferten Material. Es wird eine gute Schneidfähigkeit unabhängig der Schneidparameter erwartet.
• Hochfeste warmgewalzte Stahlflachprodukte sowie Verfahren zu ihrer Herstellung sind beispielhaft in den Druckschriften EP 3 353 555 B1 , EP 3 516 085 B1 und EP 1 607 489 B1 offenbart.
• Die Aufgabe dieser Erfindung besteht deshalb darin, ein warmgewalztes Stahlflachprodukt bereitzustellen mit sehr guter oder hoher Verformbarkeit, sehr gutem oder hohem Kantenrisswiderstand, herausragender Schneidfähigkeit bereitzustellen. Darüber hinaus sollte das Stahlflachprodukt eine Oberflächenbeschaffenheit besitzen, die es unter Anwendung eines einfachen Herstellverfahrens erlaubt, ein erzeugtes Stahlflachprodukt im unbeschichteten oder mit einem vor Korrosion schützenden Überzug versehenen Zustand zu einem komplex geformten Bauteil, wie einem Fahrwerksteil, vorzugsweise kalt zu verformen.
• Diese Aufgabe wird gelöst durch ein Stahlflachprodukt mit den Merkmalen des Anspruchs 1 und durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 10. Weiterführende Ausgestaltungen sind in den Unteransprüchen beschrieben.
• Die erste Lehre betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, das aus einem Stahl mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung besteht (in Gew.-%):

  C:	0,05-0,12 %,
  Si:	0,1-0,6 %,
  Mn:	2,1-3,5 %,
  Cr:	0,1-1,2 %,
  Ti:	0,01-0,15 %,

• Optional eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsanteil:

  Nb:	< 0,05 %,
  V:	< 0,5 %,
  Al:	< 0,2 %,
  Mo:	< 0,5 %,
  B:	< 0,005 %,
  Cu:	< 0,5 %,
  Ni:	< 0,5 %,
  Ca:	< 0,005 %,
  P:	< 0,02 %,
  S:	< 0,01 %,
  N:	< 0,012 %,

• Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, und dessen Gefüge maximal 9 % Restaustenit und maximal 11 % Martensit aufweisen kann, Rest bainitischer Ferrit mit Ausscheidungen, und eine Zugfestigkeit R_m nach DIN-EN ISO 6892-1 von mindestens 950 MPa, eine Streckgrenze Re nach DIN-EN ISO 6892-1 von mindestens 670 MPa und einen Bake-Hardening-Effekt BH nach DIN EN 10325 von mindestens 40 MPa aufweist.
• Ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt zeichnet sich durch hohe Zugfestigkeiten R_m von mindestens 950 MPa, insbesondere 970 MPa aus, wobei regelmäßige Zugfestigkeiten von 1000 MPa und mehr erreicht werden können, um eine ausreichende Festigkeit für konstruktive Anwendungen sicherzustellen. Gleichzeitig besitzt das erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukt eine Streckgrenze R_e von mindestens 670 MPa, insbesondere mindestens 700 MPa und weist eine Bruchdehnung A80 oder Aprop von mindestens 9 %, insbesondere mindestens 10 % auf.
• Darüber hinaus weist das warmgewalzte Stahlflachprodukt einen Bake-Hardening-Effekt von mindestens 40 MPa, insbesondere mindestens 45 MPa, wobei regelmäßige Festigkeitssteigerungen von 55 MPa oder mehr erreicht werden können, ermittelt nach DIN EN 10325 (Stand 2006-10). Darüber hinaus weist das warmgewalzte Stahlflachprodukt eine hervorragende Schnittkante auf.
• Die Zugfestigkeit R_m kann beispielsweise auf maximal 1400 MPa, insbesondere auf maximal 1500 MPa begrenzt sein. Die Streckgrenze R_e kann beispielsweise auf maximal 1100 MPa, insbesondere auf maximal 1050 MPa begrenzt sein. Der Bake-Hardening-Effekt BH kann beispielsweise auf maximal 150 MPa, insbesondere auf maximal 120 MPa begrenzt sein.
• Ein erfindungsgemäßes warmgewalztes Stahlflachprodukt kann eine Dicke d_w von 1,0 mm bis 6,0 mm, insbesondere von mindestens 1,2 mm, vorzugsweise von mindestens 1,5 mm aufweisen, um aufgrund des angestrebten Einsatzprofils eine hinreichend steife Konstruktion zu ermöglichen. Die Dicke kann insbesondere maximal 5,0, vorzugsweise maximal 4,0 mm betragen.
• Die Zugfestigkeit R_m wird bevorzugt an Längsproben ermittelt. Für Dicken/Enddicken d_w kleiner 3,0 mm wird nach DIN-EN ISO 6892-1, Probenform 2 ((Anhang B Tab. B1) (Stand 2020-06)) gemessen, für Dicken/Enddicken d_w von größer oder gleich 3,0 mm wird nach DIN-EN ISO 6892-1 die Proportionalprobengröße gemäß D.2.3.1 berechnet (Stand 2020-06). Analog wird die Streckgrenze R_e gemessen.
• Für Dicken/Enddicken dw kleiner 3,0 mm ist insbesondere eine Bruchdehnung A80 von mindestens 9 %, insbesondere mindestens 10 % angestrebt, um eine ausreichende Umformung zu gewährleisten. Die Bruchdehnung A80 wird nach der DIN-EN ISO 6892-1 gemessen und gibt die Verformungsfähigkeit des Stahlflachprodukts wieder.
• Weist das erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukt Dicken/Enddicken dw von größer oder gleich 3,0 mm auf, dann hat es eine Bruchdehnung Aprop von mindestens 8 %, insbesondere mindestens 9 %, vorzugsweise mindestens 10 %. Die Bruchdehnung Aprop wird nach der DIN EN ISO 6892-1 gemessen und gibt die Verformungsfähigkeit des Stahlflachprodukts wieder.
• Der Biegewinkel wird gemäß der VDA-Norm 238-100 (Stand 2020-07) für das Kraftmaximum ermittelt. Unter dem Biegewinkel ist im Sinne dieser Anmeldung der Biegewinkel längs zur Walzrichtung zu verstehen. Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist einen Biegewinkel von mindestens 60°, insbesondere mindestens 70°, vorzugsweise mindestens 80° auf.
• Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt eine Lochaufweitung von mindestens 20 % auf. Der Lochaufweitungsversuch ist ein Verfahren zur Ermittlung der Umformeigenschaften von Blechkanten und dient der Bestimmung der Kantenrissempfindlichkeit. Die Lochaufweitung kann nach ISO 16650 (Stand 2017-09) gemessen werden. Die Lochaufweitung beträgt insbesondere mindestens 25 %, vorzugsweise mindestens 30 %. Zwischen dem Ausstanzen des Lochs und dem Umformen mittels eines konischen Stempels muss eine Zeit von maximal einer Stunde liegen.
• Aufgrund der Kombination aus hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit eignen sich erfindungsgemäß warmgewalzte Stahlflachprodukte insbesondere zur Herstellung von komplex geformten, im praktischen Einsatz hoch belasteter Bauteile, wie sie beispielsweise im Bereich des Fahrwerkbaus für Automobile benötigt werden.
• Unter den Oberbegriff "Stahlflachprodukt" fallen dabei typischerweise Stahlbänder und -bleche der erfindungsgemäßen Art.
• Die vorteilhafte Eigenschaftskombination eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird unter anderem dadurch erreicht, dass er trotz seiner hohen Festigkeiten ein Komplexphasengefüge besitzt. So ist die Legierung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts so zusammengesetzt, dass es einen bainitischen Ferritanteil von mindestens 80 % bis maximal 98 % besitzt, wobei Restaustenitanteile von maximal 9 %, insbesondere maximal 7 % vorhanden sein können. Ausscheidungen sind in der bainitischen Ferritmatrix enthalten. Auch können Martensitanteil von maximal 11 %, insbesondere maximal 9 %, vorzugsweise maximal 7 % vorhanden sein. Beispielsweise kann der Martensitanteil mindestens 1 % betragen. Beispielsweise kann der Restaustenitanteil mindestens 1 %, insbesondere mindestens 2 % betragen.
• Unter Ausscheidungen sind Karbide, Nitride und Karbonitride zu verstehen, welche zusammen oder auch nur einzeln auftreten können. Mithin liegen somit Ausscheidungen in Form von Karbiden, Nitriden und/oder Karbonitriden vor, insbesondere auf Basis von Ti, Cr und optional V, Mo, Nb.
• Die Hauptbestandteile des Gefüges lassen sich mittels lichtoptischer Mikroskopie (LOM) bei einer 200- bis 2000-fachen Vergrößerung ermitteln. Im Gefüge des bainitischen Ferrits sind feine "Karbid"-"Nitrid"-"Karbonitrid"-Ausscheidungen auf Basis von Ti, Cr und optional V, Mo, Nb eingebettet. Die Ausscheidungen können einen mittleren Ausscheidungsdurchmesser von höchstens 200 nm, insbesondere von höchstens 100 nm, vorzugsweise von höchstens 60 nm, bevorzugt höchstens 50 nm aufweisen. Diese sind aufgrund ihrer Feinheit mittels LOM nicht erkennbar, sondern lassen sich nur mittels Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) bei einer 50.000- bis 500.000-fachen Vergrößerung ermitteln.
• Die hohen Festigkeiten, guten Dehnungseigenschaften, der hohe Bake-Hardening-Effekt und die hervorragenden Schneideigenschaften sind durch die erfindungsgemäße Einstellung des Komplexphasengefüges im Zusammenspiel mit der Prozessführung erzielt worden. Diese ist durch eine enge Auswahl der einzelnen Gehalte an den Legierungselementen neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen ermöglicht worden, die in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden sind.
• Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Anmeldung angegebenen Stahlzusammensetzungen sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen.
• Die Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile beziehen sich jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. Die Ausnahme bilden die Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, da das Gefüge sich auf ein Volumen bezieht und sich röntgendiffraktometrisch bestimmen lässt.
• Kohlenstoff (C) ist primär zur Steigerung von Zugfestigkeit und Streckgrenze im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden. Der in der Stahllegierung vorgesehene Kohlenstoff wird zum Teil hauptsächlich in den Ausscheidungen abgebunden. Die Konzentration des im Mischkristall gelösten C wird dabei reduziert minimiert. Ein C-Gehalt von mehr als 0,05 Gew.-% ist erforderlich, um ein ausreichendes Kohlenstoff-Angebot zur Verfügung zu und so die geforderte Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa sicherzustellen. Um die Ausnutzung der positiven Wirkung des Kohlenstoffs auf die Festigkeitseigenschaften zu ermöglichen und gleichzeitig aber auch besonders gute Schweißeignung zu gewährleisten, wird eine Obergrenze von 0,12 Gew.-% empfohlen. Da auch die Duktilität und die Zähigkeit durch den C-Gehalt beeinflusst werden, ist eine weitere Einschränkung nach oben sinnvoll. Um die Reduzierung der Duktilität des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes zu limitieren, ist der C-Gehalt insbesondere auf maximal 0,11 Gew.-% zu beschränken. Um darüber hinaus auch eine Verringerung der Zähigkeit auszuschließen, ist der C-Gehalt vorzugsweise auf maximal 0,10 Gew.-% einzustellen.
• Silizium (Si) wird optional bei der Erzeugung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts als Desoxidationsmittel eingesetzt und trägt im Stahlflachprodukt zur Verbesserung der Festigkeitseigenschaften bei. Hierzu sind mindestens 0,01 Gew.-% Si erforderlich. Si-Gehalte von mehr als 0,6 Gew. % würden die Oberflächenbeschaffenheit und die Zähigkeitseigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beeinträchtigen, insbesondere die Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone des Stahlflachprodukts erzeugten Schweißnaht, so dass die Gehalte über 0,6 Gew.-% nicht gewünscht sind. Darüber hinaus könnten zu hohe Si-Gehalte die Schweißbarkeit verschlechtern. Um diese negativen Einflüsse sicher zu vermeiden und insbesondere eine optimierte Oberflächenqualität zu gewährleisten, kann der Si-Gehalt insbesondere auf 0,5 Gew.-% begrenzt werden.
• Mangan (Mn) nimmt im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt als Legierungselement reguläre Gitterplätze ein. Dabei verzerren die Substitutionsatome durch ihren Atomradius, der sich von dem der Eisenatome unterscheidet, das kubische Gitter und erhöhen somit die Festigkeit. Um diesen Effekt der Mischkristallverfestigung zu ermöglichen, soll Mn in Gehalten von mindestens 2,1 Gew.-%, insbesondere mindestens 2,2 Gew.-% im Stahlflachprodukt vorliegen. Mn neigt zur Ausbildung von Seigerungen über die Dicke, welche die mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verschlechtern. Solche Seigerungen können durch einen Grenzwert des Mn-Gehalts von maximal 3,5 Gew.-% eingedämmt werden. Des Weiteren kann bei höheren Mn-Gehalten die Schweißeignung und das Umformverhalten des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts negativ beeinflusst werden. Insbesondere können durch eine Beschränkung des Mn-Gehalts auf maximal 5,5 Gew.-% die negativen Effekte auf die Fügbarkeit weitestgehend unterdrückt werden.
• Chrom (Cr) trägt ebenfalls zur Festigkeitssteigerung bei. Hierbei wirken vordergründig die Mechanismen der Ausscheidungs- und Mischkristallverfestigung. Ab einem Gehalt von mindestens 0,1 Gew.-% werden diese Mechanismen deutlich und ein Festigkeitsanstieg messbar. Zudem hat Chrom die Eigenschaft die Vergröberung anderer Ausscheidungen zu verhindern, um so die Streckgrenze zu erhöhen und gleichzeitig die Zähigkeit zu verbessern. Um diesen weiteren Mechanismus effektiv nutzen zu können, ist insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,2 Gew.-% Cr notwendig. Aus fügetechnologischen Gesichtspunkten ist ein zu hoher Gesamtgehalt von Cr hinderlich, da die Schweißbarkeit mit steigendem Gehalt merklich abnimmt. Um die Fügbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu gewährleisten, ist der Gehalt an Cr auf maximal 1,2 Gew.-% zu limitieren. Da grobe Karbide die mechanisch-technologischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts negativ beeinflussen, ist der Cr-Gehalt insbesondere auf maximal 1,1 Gew.-% zu begrenzen. Damit bei beispielsweise mit einem Korrosionsschutzüberzug auf Zinkbasis versehenen Stahlflachprodukte Haftungsprobleme reduziert und die Anzahl unbeschichteter Stellen begrenzt wird, muss eine ausgeprägte Korngrenzenoxidation am Haspel nach dem Warmwalzen und eine ausgeprägte selektive Oxidation, die während einer Wärmebehandlung auftreten kann, reduziert werden. Eine Reduzierung auf ein unkritisches Maß ist möglich, wenn der Cr-Gehalt vorzugsweise auf höchstens 1,0 Gew.-% eingeschränkt wird.
• Das Mikrolegierungselement Titan (Ti) ist im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden, um die erwünschten Karbide und/oder Nitride und/oder Karbonitride zu bilden. Daher muss ein Titan-Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere von mindestens 0,015 Gew.-%, vorzugsweise von mindestens 0,02 Gew.-% eingestellt werden. Der Gehalt an Ti wird aufgrund des gesättigten Effekts und der Wirtschaftlichkeit auf maximal 0,15 Gew.-%, insbesondere auf maximal 0,15 Gew.-%, vorzugsweise auf maximal 0,11 Gew.-% beschränkt.
• Niob (Nb) kann optional neben einer Festigkeits- und Zähigkeitssteigerung durch Kornfeinung und Aushärtung auch zur Bildung von Karbiden und/oder Nitriden und/oder Karbonitriden hinzugegeben werden.
• Die zugrundeliegenden Mechanismen sind u. a. die Behinderung des Austenitkornwachstums, die Verzögerung der Rekristallisation während des Warmwalzens und die Ausscheidungsbildung in Form von Titan-, Chrom- und optional Vanadium-, Molybdän,- Niobnitriden und/oder Titan-, Chrom und optional Vanadium-, Molybdän-, Niobkarbiden und/oder Titan-, Chrom und optional Vanadium-, Molybdän-, Niobkarbonitriden.
• Eine Behinderung des Austenitwachstums wird bereits beim Aufheizen der Bramme zu Beginn des Warmwalzens durch die stabilen Titan-, Chromnitride und optional durch Vanadium-, Molybdän-, Niobnitride erreicht. Im weiteren Verlauf des Warmwalzens führt die Bildung neuer temperaturabhängiger und/oder verformungsinduzierter Ausscheidungen zu einer zusätzlichen Wachstumsblockade. Zu einer Verzögerung der Rekristallisation kommt es zum einen durch die Verlangsamung der Bewegung von Versetzungen, Korngrenzen und Subkorngrenzen durch das Mitschleppen gelöster Titan-, Chromatome und optional gelöster Vanadium-, Molybdän-, Niobatome. Zum anderen führt die verformungsinduzierte Ausscheidung sehr feiner Titan-, Chrompartikel und optional sehr feiner Vanadium-, Molybdän-, Niobpartikel zu einer Verzögerung der Rekristallisation, da Korngrenzen und Versetzungen fixiert werden und somit die Keimbildung der Rekristallisation behindert wird.
• Am Haspel kommt es zu einer Aushärtung durch weitere Ausscheidungen. In Abhängigkeit von der Haspeltemperatur bilden sich unterschiedlich viele und große inkohärente, teilkohärente oder kohärente Titan-, Chrompartikel und optional Vanadium-, Molybdän-, Niobpartikel, die unterschiedliche stark zu einer Festigkeitssteigerung beitragen.
• Niob als optionales Legierungselement sollte auf einen Gehalt von maximal 0,05 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-% begrenzt werden. Liegt der Nb-Gehalt oberhalb 0,05 Gew.-%, führt dies zu einer erheblichen Erhöhung der Walzkräfte, einem nicht vollständig rekristallisierten Gefüge und damit inhomogenen Eigenschaften. Der Nb-Gehalt sollte daher vorzugsweise auf maximal 0,02 Gew.-% begrenzt werden. Bevorzugt kann das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt auch Niob frei sein.
• Vanadium (V) kann optional zur Steigerung des Streckgrenzen- und Festigkeitsniveaus infolge der Bildung Karbonitriden eingesetzt werden. Durch eine insbesondere Ausscheidung von Vanadiumkarbonitriden kann es zur Kornfeinung und Aushärtung kommen. Um eine erste sichtbare Wirkung durch Vanadium erhalten zu können, wären Gehalte ≥ 0,008 Gew.-% erforderlich. Aus wirtschaftlicher Sicht ist von V-Gehalten, die 0,5 Gew.-% überschreiten, abzuraten, da die geringe Eigenschaftsverbesserung die deutliche Kostensteigerung nicht rechtfertigt. Um eine Vergröberung der Ausscheidungen zu verhindern, kann bevorzugt von V-Gehalten von über 0,2 Gew.-% abgeraten werden. Zur optimalen Ausnutzung der Wirkmechanismen können vorzugsweise V-Gehalte von maximal 0,15 Gew.-% beigefügt werden.
• Wie Si kann auch Aluminium (Al) als optionales Legierungselement zur Desoxiadation und/oder zur Kornfeinung eingesetzt werden. Bei der Stahlherstellung wird Al üblicherweise zur Beruhigung der Schmelze eingesetzt. Durch die Abbindung des Sauerstoffs zu Al₂O₃ wird das Aufsteigen von Sauerstoffblasen vermieden. Im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt kann, um diesen Effekt auszunutzen, ein Al-Gehalt von mindestens 0,005 Gew.-% vorhanden sein. So bindet Al ebenfalls das optionale Legierungselement Stickstoff (N) und es bilden sich Aluminiumnitride. Diese können die Keimbildung verhindern und können durch die resultierend hohe Keimdichte das Kornwachstum behindern, wodurch mehr kleine Körner entstehen und die Zähigkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gesteigert werden kann. Durch die hohe Affinität zum Sauerstoff vergröbern die resultierenden Al₂O₃-Partikel bei hohen Al-Gehalten. Um die Ausscheidung grober Partikel, die einen negativen Einfluss auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften und auf den Reinheitsgrad haben, zu verhindern, sollte ein Al-Gehalt von maximal 0,2 Gew. % nicht überschritten werden. Bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes wirkt sich der enthaltene Al-Gehalt auf die Vergießbarkeit aus. Um eine gute Vergießbarkeit zu gewährleisten, ist insbesondere ein Al-Gehalt von maximal 0,15 Gew.-% einzustellen. Ein Stahlflachprodukt mit einem Al-Gehalt von vorzugsweise maximal 0,1 Gew.-% führt zur optimalen Ausnutzung des optional zulegierten Aluminiums, wenn keine Anforderungen an die Dichtereduktion bestehen.
• Ähnliche Eigenschaften wie Chrom weist das optionale Legierungselement Molybdän (Mo) auf. Um das Festigkeitsniveau eines erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes zu erreichen, kann ein Mo-Gehalt von mindestens 0,02 Gew.-% eingestellt werden. Hierbei wirken vordergründig die Mechanismen der Ausscheidungs- und Mischkristallverfestigung. Molybdän (Mo) hat analog zu Chrom die Eigenschaft die Vergröberung anderer Ausscheidungen zu verhindern, um so die Streckgrenze zu erhöhen und gleichzeitig die Zähigkeit zu verbessern. Um diesen Mechanismus effektiv nutzen zu können, kann insbesondere ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-% zweckmäßig sein. Von einer Erhöhung des Mo-Gehalts oberhalb von 0,5 Gew.-% wird aus wirtschaftlichen Gründen abgeraten, da dies keinen mechanisch-technologischen Nutzen nach sich zieht und die Kosten unnötig steigert. Die steigende Festigkeit durch die Zugabe von Mo korreliert mit einer sinkenden Dehnbarkeit, wodurch schmiedende und andere umformende Fertigungsprozesse bei der Bearbeitung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wesentlich beeinflusst werden. So ist der Mo-Gehalt insbesondere auf maximal 0,45 Gew.-% zu limitieren, um die Schmiedbarkeit des Stahlflachprodukts nicht zu gefährden, vorzugsweise auf maximal 0,4 Gew.-%.
• Bor (B) kann im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt als optionales Legierungselement in Gehalten bis zu 0,003 Gew.-% vorhanden sein. B kann sich günstig auf die Festigkeitseigenschaften und die Härtbarkeit des Stahls auswirken. Diese günstige Wirkung von B kann dadurch genutzt werden, dass für das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt B-Gehalte insbesondere mindestens 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,0009 Gew.-% eingesetzt wird, gleichzeitig aber B-Gehalte insbesondere auf maximal 0,0025 Gew.-% begrenzt werden. B-Gehalte von mehr als 0,005 Gew.-% würden die Zähigkeitseigenschaften verschlechtern.
• Kupfer (Cu) ist ein optional Legierungselement und auf maximal 0,5 Gew.-% zu begrenzen. In zu hohen Gehalten verschlechtert es die Schweißbarkeit und kann durch seine starke Neigung zur Entmischung im Stahl zu einer fehlerhaften Oberfläche führen. Zudem hat Cu einen negativen Einfluss auf die Vergießbarkeit. Um jeden negativen Einfluss von Cu zu vermeiden, beträgt die zulässige Obergrenze des Cu-Gehalts im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt insbesondere maximal 0,45 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,4 Gew.-%. In geringeren Gehalten kann Kupfer allerdings in Form von feinsten Ausscheidungen zur Festigkeitssteigerung beitragen. Um diesen positiven Effekt zu bewirken, können insbesondere Gehalte von mindestens 0,005 Gew.-% eingesetzt werden.
• Das optionale Legierungselement Nickel (Ni) steigert an der Oberfläche die Adhäsion zwischen Zunderschicht und Stahlflachprodukt und ist daher gerade bei Beizprozessen unerwünscht. Zudem erhöht es die Materialkosten und wird daher nicht oder nur in sehr geringen Mengen zulegiert, sofern dies nicht zur Erreichung der mechanisch-technologischen Eigenschaften notwendig ist, wo es hauptsächlich zur Verbesserung der Zähigkeit eingesetzt wird. Um die Materialkosten nicht unnötig in die Höhe zu treiben, wird der Nickel-Gehalt auf maximal 0,5 Gew.-% begrenzt. Um den Beizprozess zu erleichtern und die Adhäsion zwischen Zunderschicht und Stahlflachprodukt zu limitieren, wird der Nickel-Gehalt insbesondere unter 0,4 Gew.-%, vorzugsweise unter 0,5 Gew.-% gehalten. Bevorzugt kann das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt Nickel frei sein.
• Calcium (Ca) kann im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt optional vorhanden sein, um im Gefüge des Stahlflachprodukts nichtmetallische Einschlüsse einzuformen, damit die Zähigkeit verbessert wird. Ab einem Ca-Gehalte von 0,0005 Gew.-% kann dieser Effekt sichtbar werden. Liegt der Ca-Gehalt oberhalb von 0,005 Gew.-%, kann dies allerdings eine negative Wirkung auf den Reinheitsgrad der Schmelze haben und beim Vergießen des Stahls zu Fehlern in der Schale des jeweils gegossenen Zwischenprodukts führen. Um einen negativen Effekt auf die Mechanik und die Walzbarkeit sicher vermeiden zu können, sind Ca-Gehalte kleiner oder gleich insbesondere 0,004 Gew.-%, vorzugsweise kleiner oder gleich 0,0025 Gew.-% einzustellen.
• Phosphor (P) und Schwefel (S) sind Verunreinigungen, die im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt unerwünscht sind, weil sie dessen mechanische Eigenschaften, insbesondere die Kerbschlagarbeit und die Umformbarkeit, verschlechtern. Um jeden Einfluss dieser herstellungsbedingt jedoch unvermeidbaren Begleitelemente zu vermeiden, wird für den P-Gehalt eine Obergrenze von maximal 0,02 Gew.-%, insbesondere von maximal 0,018 Gew.-%, vorzugsweise von maximal 0,015 Gew.-% festgelegt und für den S-Gehalt eine Obergrenze von maximal 0,01 Gew.-%, insbesondere von maximal 0,009 Gew.-%, vorzugsweise von maximal 0,008 Gew.-% fixiert.
• Stickstoff (N) ist ebenfalls eine herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigung und sollte auf maximal 0,012 Gew.-% begrenzt werden, da Stickstoff bei zu hohen Gehalten die Zähigkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts verschlechtert. Sofern N vorhanden ist, bilden Ti, Cr und optional V, Mo, Nb bei gleichzeitiger Anwesenheit von C vorzugsweise mit N Nitride bzw. Karbonitride. Deswegen ist in der Praxis unter den dort technisch und wirtschaftlich darstellbaren Bedingungen die Aufnahme von N in den Ausscheidungen unvermeidbar. Grundsätzlich sind aber möglichst geringe Gehalte anzustreben, da N-dominierte Karbonitride oft sehr grob und eckig sind, weshalb sie nicht zur Verfestigung beitragen, sondern als Rissinitiatoren wirken. Um die Bildung von N-dominierten Karbonitriden zu vermeiden, ist der Gehalt insbesondere auf maximal 0,01 %, insbesondere maximal 0,008 % zu beschränken. Da Stickstoff bei Anwesenheit von Aluminium feinste Aluminiumnitride bilden kann, welche die Keimbildung verbessern und das Kornwachstum behindern, ist bevorzugt die Einstellung eines Mindestgehalts von 0,002 Gew.-% möglich.
• Neben den Pflichtelementen und optionalen Legierungselementen des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht der Restanteil aus Eisen sowie aus Elementen, deren Anwesenheit herstellungsbedingt unvermeidbar ist. Die Gehalte solcher Verunreinigungen sind dabei im wirtschaftlichen und mit vertretbarem technischen Aufwand realisierbaren Rahmen möglichst gering zu halten.
• Bevorzugt erfüllt das Legierungskonzept folgende Formel: $$\frac{\frac{C}{12}+\frac{N}{14}}{\mathrm{0,2}\ast \frac{\mathit{Cr}}{52}+\frac{\mathit{Nb}}{93}+\frac{\mathit{Ti}}{48}+\mathrm{0,3}\ast \frac{\mathit{Mo}}{96}}>\mathrm{1,0}$$ mit C, N, Cr, Nb, Ti und Mo in Gew.-%. Wird das vorgenannte Verhältnis erfüllt und ist es insbesondere größer als 1,20, vorzugsweise größer als 1,50, kann dadurch ein Erreichen eines ausreichend hohen Bake-Hardening-Effektes begünstigt werden, insbesondere wenn ausreichend freier Kohlenstoff zur Verfügung steht. Der freie Kohlenstoff in Verbindung mit der hohen Haspeltemperatur TH fördert zusätzlich die Umwandlung von Restaustenit in kohlenstoffarmen Martensit/bainitischen Ferrit und führt zu einem hervorragendem Bake-Hardening-Effekt und besonders guten Schneideigenschaften.
• Bei einer speziellen Weiterbildung ist das erfindungsgemäße warmgewalzte Stahlflachprodukt mit einem metallischen Korrosionsschutzüberzug versehen. Der metallische Korrosionsschutzüberzug kann neben einem guten Korrosionsschutz auch das visuelle Erscheinungsbild der Oberfläche des warmgewalzten Stahlflachprodukts verändern. Es wird besonders bevorzugt ein zinkbasierter Korrosionsschutzüberzug als aufgebracht. Ein zinkbasierter Überzug enthält einen Zinkgehalt von größer oder gleich 90 Gew.-%, insbesondere von größer oder gleich 92 Gew.-%. Bevorzugt sind als weitere Legierungselemente Magnesium und/oder Aluminium im Überzug enthalten, jeweils in Gehalten bis maximal 5 Gew.-%, Rest Zink und unvermeidbare Verunreinigungen. Der zinkbasierte Überzug kann unvermeidbare Verunreinigungen enthalten. Die Gehalte solcher Verunreinigungen sind dabei im wirtschaftlichen und mit vertretbarem technischen Aufwand realisierbaren Rahmen möglichst gering zu halten. Der zinkbasierte Korrosionsschutzüberzug kann eine Dicke zwischen 2 und 30 µm aufweisen.
• Die zweite Lehre betrifft Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachproduktes, umfassend die Schritte:
• Erschmelzen eines Stahls enthaltend in Gew.-%:
  • C: 0,05-0,12 %,
  • Si: 0,1-0,6 %,
  • Mn:2,1-3,5 %,
  • Cr: 0,1-1,2 %,
  • Ti: 0,01-0,15 %,
• Optional eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsanteil:
• Nb:< 0,05 %,
• V: < 0,5 %,
• Al: < 0,2 %,
• Mo: < 0,5 %,
• B: < 0,005 %,
• Cu: < 0,5 %,
• Ni: < 0,5 %,
• Ca: < 0,005 %,
• P: < 0,02 %,
• S: < 0,01 %,
• N: < 0,012 %,
• Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen,
• Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt in Form eines Blocks, einer Bramme oder einer Dünnbramme;
• Durchwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vorprodukts bei einer Temperatur zwischen 1100 °C und 1500 °C;
• Warmwalzen des Vorproduktes zu dem warmgewalzten Stahlflachprodukt bei einer Warmwalzendtemperatur TE von mehr als 850 °C und weniger als 960 °C zu einem Warmband, wobei im letzten Warmwalzstich ein Umformgrad ε1 von kleiner 15 % erfolgt;
• Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Haspeltemperatur TH unter 650°C;
• Dressieren des warmgewalzten Stahlflachprodukts.
• Die genannte Stahlschmelze kann bevorzugt auch eines oder mehrere optionale Elemente enthalten oder bevorzugte Elementgehalte aufweisen, die mit Bezug zum Stahlflachprodukt ausführlich erläutert wurden.
• Das Warmwalzen des erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachproduktes kann in einer konventionellen Warmbandstraße erfolgen, wobei Brammen in einem mehrstufigen beispielsweise reversierenden Vorwalzprozess und einem anschließendem mehrgerüstigen Fertigwalzprozess auf die geforderte Dicke ausgewalzt werden.
• Das Warmwalzen des erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachproduktes kann auch in einer Compact Strip Production-Anlage (CSP-Anlage) direkt aus stranggegossenem Vormaterial erfolgen, welches unmittelbar nach der Erstarrung über einen Ausgleichsofen in eine mehrgerüstige Warmwalzstraße geleitet und dort in mehreren Walzstichen auf die geforderte Fertigdicke ausgewalzt wird.
• Beim Fertigwalzen wird in einem mehrgerüstigen Walzprozess aus dem Vorband bzw. aus der Dünnbramme ein Fertigband mit der gewünschten Banddicke dw ausgewalzt. Mit "mehrgerüstigem" Walzprozess sind mindestens fünf aufeinanderfolgende Stichabnahmen gemeint. Die Anzahl der Stichabnahmen wird in Abhängigkeit von der Fertigbanddicke gewählt.
• Die Warmwalzendtemperatur TE sollte mindestens 850 °C und maximal 960 °C betragen, insbesondere mindestens 860 °C und vorzugsweise mindestens 880 °C. Ein Grund, die Warmwalzendtemperatur TE nach unten zu begrenzen, ist die Ebenheit. Wird im letzten Gerüst bei zu niedrigen Temperaturen umgeformt, so ist eine erhöhte Anfälligkeit gegen Mitten- und/oder Randwellen vorhanden, die die Qualität des Stahlflachprodukts negativ beeinflussen. Durch die Begrenzung der Warmwalzendtemperatur TE nach oben wird die Walzgeschwindigkeit nach oben begrenzt.
• Gemessen wird die Warmwalzendtemperatur TE am Auslauf des letzten Walzgerüsts mit dem Fachmann bekannten Mitteln, insbesondere in einem Bereich mit einem Abstand bis zu 15 m hinter dem Walzspalt des letzten Walzgerüsts, beispielsweise mit Pyrometern.
• Das Haspeln des abgekühlten, warmgewalzten Stahlflachproduktes zu einem Coil erfolgt bei einer Haspeltemperatur TH von mindestens 500 °C und maximal 650 °C, insbesondere mindestens 520 °C und maximal 640 °C, vorzugsweise mindestens 550 °C und maximal 630 °C. Die Haspeltemperatur hat einen Einfluss auf die Umwandlungshärtung, sowie auf die Ausscheidungen bzw. Ausscheidungshärtung und beeinflusst somit im Wesentlichen die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts. Das Abkühlen von Walzendtemperatur TE auf Haspeltemperatur TH erfolgt bevorzugt mittels Wasserkühlung.
• Gemessen wird die Haspeltemperatur TH im Zulauf des Aufhasplers mit dem Fachmann bekannten Mitteln, insbesondere in einem Bereich mit einem Abstand bis zu 10 m vor dem Aufhaspler, beispielsweise mit Pyrometern.
• Eine zu tiefe Haspeltemperatur TH kleiner 500 °C führt dazu, dass das Ausscheidungspotenzial eingefroren und somit die erfindungsgemäße Festigkeit und Bruchdehnung nicht mehr sicher eingestellt werden können.
• Eine zu hohe Haspeltemperatur TH größer 650 °C führt zu einem unerwünschten Kornwachstum, was zwar positiv auf die Bruchdehnung wirkt, aber eine zu hohe Einbuße in der Festigkeit bedingt. Zudem kann es zur Bildung von harten groben unerwünschten Perlitinseln kommen, welche als Kerbe zusätzlich die Schneidqualität negativ beeinflussen.
• Dabei beträgt die Abkühlrate rK zum Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Haspeltemperatur TH mindestens 10 K/s, insbesondere mindestens 15 K/s, vorzugsweise mindestens 20 K/s und kann auf maximal 60 K/s, insbesondere maximal 50 K/s, vorzugsweise maximal 40 K/s begrenzt sein.
• Durch die vorgegebene Haspeltemperatur TH soll die Entstehung einer unerwünschten zweiten Phase oder eines Mischgefüges verhindert bzw. begrenzt werden. Durch die Haspeltemperatur TH wird die Ausscheidungshärtung gesteigert und dies dient auch zur Einstellung der geforderten Zugfestigkeit R_m und auch Streckgrenze R_e.
• Bevorzugt erfolgt im letzten Walzgerüst, mithin im letzten Warmwalzstich ein Umformgrad ε1 von kleiner 15 %, insbesondere kleiner 13 %, vorzugsweise kleiner 11 %, führt dies im Gefüge zu einer ausreichenden Homogenisierung. Dabei beträgt ε1 mindestens 1 %, insbesondere mindestens 3 %, vorzugsweise mindestens 5 %.
• Das Stahlflachprodukt kann gebeizt werden, um Oxide und andere störende Komponenten auf der Oberfläche des Stahlflachprodukts zu entfernen. Dabei kann das Stahlflachprodukt bekannte Beizbäder durchlaufen, bevor es weiteren Bearbeitungsschritten zugeführt wird.
• Das Stahlflachprodukt kann beispielsweise bei einer Glühtemperatur TG von mindestens 630 °C, und von maximal 750 °C und einer Haltezeit tG von mindestens 20 Sekunden, insbesondere mindestens 30 Sekunden, vorzugsweisen mindestens 40 Sekunden und maximal 200 Sekunden angelassen werden. Das Glühen kann in einer kontinuierlichen Glühanlage, wie z. B. einer Contiglühe, erfolgen. Bei einer bevorzugten Variante wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt im Rahmen des Beschichtungsprozesses geglüht und mit einem metallischen Korrosionsschutzüberzug beschichtet, insbesondere wird ein zinkbasierter Korrosionsschutzüberzug aufgebracht, wobei der zinkbasierte Korrosionsschutzüberzug durch Feuerverzinken aufgebracht werden kann. Alternativ wäre auch eine elektrolytische Abscheidung auf Zink oder Zinkbasis denkbar.
• Das Dressieren findet mit einem Umformgrad ε2 zwischen 0,1 % und 1,8 %, insbesondere zwischen 0,1 % und 1,5 %, vorzugsweise zwischen 0,2 % und 1,1 % statt, um die gewünschten mechanisch-tribologischen Eigenschaften im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt einstellen zu können.
• ε ist dabei die Abmessungsänderung je Stich in Dickenrichtung in [%]. Diese wird wie folgt berechnet: $$\mathrm{\epsilon }=\left[\left({\mathrm{h}}_1-{\mathrm{h}}_0\right)/{\mathrm{h}}_0\right]\ast 100\%$$
• Dabei stellt h1 die Dicke nach dem Stich und h0 die Dicke vor dem Stich dar und da das Ergebnis der jeweiligen Dickenabnahme negativ ist, wird der jeweilige Betrag der Dickenabnahme ε verwendet.
• Bevorzugt liegt ein Verhältnis ϕ = ε1/ε2 vor, wobei 3 < ϕ < 150 gilt, insbesondere 4 < ϕ < 120, vorzugsweise 5 < ϕ < 100, bevorzugt 6 < ϕ < 80, besonders bevorzugt 8 < ϕ < 45 Ist ϕ <= 3, werden während des Warmwalzens nur wenig Keimstellen für Ausscheidungen gebildet, beziehungsweise das Material erfährt beim Dressieren eine zu hohe Kaltverfestigung. Dadurch kommt es zwar aufgrund des frei verfügbaren Kohlenstoffs zu einem hohen Bake-Hardening-Effekt, jedoch sinkt die Bruchdehnung und die gewünschte Dehngrenze wird nicht erreicht. Beträgt ϕ >= 150, ist der Kaltumformgrad durch das Dressieren zu gering, und der gewünschte Bake-Hardening-Effekt wird nicht erreicht. Darüber hinaus ist mit einer schlechten Warmbandplanlage zu rechnen.
• Näher erläutert wird die Erfindung anhand der folgenden Ausführungsbeispiele.
• In systematischen Labor- und Betriebsversuchen wurden insgesamt 14 Stahlschmelzen erzeugt, deren chemische Zusammensetzungen in Tabelle 1 angegeben sind. Alle Angaben sind in Gew.-%. Des Weiteren ist auch die vorgenannte Formel des Legierungskonzeptes (FL) berechnet worden. Tabelle 1

  Schmelze	C	Si	Mn	Cr	Ti	Nb	Al	Mo	V	B	Cu	Ni	Ca	P	S	N	FL
  1	0,087	0,15	2,21	0,61	0,048	0,013	0,007	0,11	0,08	0,0011	0	0	0	0,013	0,004	0,005	1,99
  2	0,071	0,29	2,53	0,66	0,071	0	0,034	0,09	0	0,0013	0,09	0	0,001	0,012	0,001	0,004	1,44
  3	0,09	0,23	1,68	0,53	0,078	0	0,035	0,09	0,09	0,0013	0	0	0	0,002	0,002	0,005	1,99
  4	0,088	0,22	2,32	0,64	0,082	0	0,041	0,35	0	0	0,34	0	0	0,002	0,002	0,004	1,45
  5	0,09	0,31	2,56	0,92	0,051	0	0,038	0,15	0	0,001	0	0,27	0,0011	0,009	0,003	0,004	1,25
  6	0,06	0,25	2,62	0,24	0,06	0	0,036	0,14	0	0,0011	0	0,19	0	0,002	0,002	0,005	2,05
  7	0,092	0,35	3,2	0,96	0,09	0	0,032	0	0	0,0017	0	0	0,0009	0,003	0,002	0,004	1,43
  8	0,065	0,5	2,85	0,42	0,025	0	0,034	0,09	0	0	0	0	0	0,002	0,003	0,003	2,33
  9	0,04	0,71	2,44	0,66	0,072	0,021	0,03	0,08	0	0	0	0	0	0,002	0,003	0,003	0,79
  10	0,131	0,54	1,94	0,89	0,063	0	0,044	0,22	0	0	0	0	0	0,004	0,002	0,005	2,08
  11	0,072	0,37	3,25	0,22	0,031	0,012	0,02	0	0	0,0019	0	0,11	0	0,009	0,002	0,005	3,92
  12	0,126	0,66	2,23	0,71	0,101	0	0,041	0	0	0	0	0	0	0,007	0,003	0,004	2,23
  13	0,083	0,42	2,67	0,12	0,073	0	0,037	0,37	0	0,0021	0	0	0	0,012	0,003	0,005	2,32
  14	0,102	0,63	3,89	1,13	0,063	0	0,032	0,21	0	0	0,15	0	0	0,008	0,002	0,003	1,38

• Alle Stahlschmelzen wurden zu Brammen in einer konventionellen Stranggießanlage vergossen. Die ausgekühlten Brammen wurden in einem Ofen auf eine Temperatur von 1220 °C erwärmt/durchgewärmt und anschließend warmgewalzt. Dies umfasst die Schritte Entzundern und Vorwalzen, Fertigwalzen in mehreren Gerüsten unter Berücksichtigung der erfindungsgemäßen Parameter, mit einer Warmwalzendtemperatur (TE), Abkühlen mit Wasser mit einer Abkühlrate (rK) und Aufwickeln am Haspel zu einem Coil bei einer Haspeltemperatur (HT). Anschließend wurden alle Bänder mit einem metallischen Korrosionsschutzüberzug versehen und dressiert. Die Parameter zur Erzeugung der Warmbänder sind in Tabelle 2 angegeben. Tabelle 2

  StahI	TE	TH	rK	ε1	ε2	Φ
  1	901	622	22	11	0,7	15,7
  2	921	601	29	9	0,3	30
  3	889	541	28	13	0,3	43,3
  4	955	586	31	7	0,8	8,8
  5	895	620	18	16	0,2	80
  6	893	564	33	14	1,5	9,3
  7	940	651	25	17	0,1	170
  8	881	591	19	11	0,1	110
  9	911	580	25	15	0,3	50
  10	926	556	40	13	0,5	26
  11	956	582	29	8	2,1	3,8
  12	906	522	27	10	1,1	9,1
  13	885	599	37	4	0,9	4,4
  14	916	641	21	8	0,2	40

• Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Streckgrenze, Dehnung, die hier berichtet werden, sind im Zugversuch gemäß DIN-EN ISO 6982-1, Probenform 2 (Anhang B Tab. B1) (Stand 2020-06) ermittelt worden, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben. Der Biegewinkel wird gemäß der VDA-Norm 238-100 für das Kraftmaximum ermittelt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 aufgeführt. Tabelle 3

  Stahl	dw	Rm	Re	A80/Aprop	BH	Biege	Loch	Verhältnis	Matrix	RA	Martensit	Ausscheidung (Durchm.)
  1	3	1001	826	12	50	78	32	1,89	bainit. Ferrit	2	1	< 40
  2	2	992	834	10	35	84	35	1,44	bainit. Ferrit	4	1	< 40
  3	3	815	690	14	51	101	41	1,99	Bainit	6	2	< 40
  4	2,5	961	736	11	43	98	29	1,45	bainit. Ferrit	5	2	< 40
  5	5,5	1040	760	12	33	69	30	1,25	bainit. Ferrit	5	1	< 40
  6	4	1056	801	12	55	63	26	2,05	bainit. Ferrit	4	2	< 40
  7	2	933	668	13	19	112	31	1,43	Bainit	8	3	< 100
  8	2	1098	820	10	66	71	23	2,33	bainit. Ferrit	3	1	< 40
  9	4	794	638	17	16	131	68	0,79	Ferrit	1	1	< 200
  10	4	944	694	13	67	114	41	2,08	Bainit	6	2	< 100
  11	5,5	1056	803	9	74	64	21	3,92	bainit. Ferrit	4	3	< 40
  12	3	1126	901	8	57	56	18	2,23	Bainit	6	7	< 100
  13	2	964	748	10	52	88	41	2,32	bainit. Ferrit	2	1	< 40
  14	2,5	998	801	12	44	53	16	1,38	Bainit	9	1	< 100

• Das Gefüge wurde an Längsschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 3% Nital (alkoholische Salpetersäure) unterzogen worden sind. Der Anteil an Restaustenit wurde röntgendiffraktometrisch bestimmt, wobei mittels LOM die weiteren Gefügeanteile und mittels TEM die Ausscheidungen ermittelt wurden.
• Gut zu erkennen ist, dass es bei den Stählen 3, 7, 9, 10, 12 und 14 um nicht erfindungsgemäße Ausführungen handelt, da nicht alle Vorgaben erfüllt werden. Stahl 3 hat wenig Mn und erfüllt nicht die geforderte Zugfestigkeit. Stahl 7 unterlag einer zu hohen Haspeltemperatur und weder die geforderte Zugfestigkeit noch Streckgrenze wurden erreicht. Des Weiteren lag auch das Verhältnis ϕ zu hoch, so dass der gewünschte BH-Effekt erreicht werden konnte. Stahl 9 enthielt zu wenig C und zu viel Si und die geforderte Zugfestigkeit und Streckgrenze wurden nicht erreicht. Stahl 10 hingegen enthielt zu viel C und zu wenig Mn und die geforderte Zugfestigkeit konnte nicht erreicht werden. Stahl 12 enthielt zu viel C und zu viel Si, wobei die geforderte Dehnung, Lochaufweitung und Biegewinkel nicht erreicht werden konnten. Stahl 14 enthielt zu viel Si und zu viel Mn, wobei die geforderte Lochaufweitung und Biegewinkel nicht erreicht werden konnten.
• Das Stahlflachprodukt wurde weiterhin hinsichtlich des Schneidverhaltens charakterisiert. Grundsätzlich kritisch für das Gebrauchsverhalten sind dabei Einrisse senkrecht zur Blechdickenrichtung, die auch häufig als Delamination bezeichnet werden. Um die Robustheit von unterschiedlichen Stahlzusammensetzungen gegen diese ungünstige Schnittflächenausbildung vergleichend zu betrachten, wurden standardisierte Schneidversuche durchgeführt und bewertet.
• Vor der eigentlichen Schneidprüfung wurden aus dem zu untersuchenden Stahlflachprodukt 1 Probenstreifen mit einer Breite von 20 mm und einer Länge im Bereich von 200 bis 400 mm an einer Tafelschere zugeschnitten. Der Zuschnitt erfolgte auf einer mechanischen Schuler Schnellläuferpresse Typ PD80-280. Der Schnitt erfolgte als Abschneidvorgang mit einer offenen Schnittlinie. Der Abfall wurde hierbei nicht durch einen Gegenhalter abgestützt. Die Probenlage war quer zur Walzrichtung aus der Blechmitte, wobei die Blechmitte über Bandlänge die gesamte Länge darstellt, ausgenommen der ersten 30 m am Bandanfang und der letzten 30 m am Bandende, und über Bandbreite die gesamte Breite, ausgenommen der ersten 30 mm von der äußeren Bandkante entfernt an beiden Seiten. Ein Schneidspalt von 8 % war bezogen auf die Blechdicke einzustellen. Die erzeugten Schnittflächen wurden anschließend mittels makroskopischer Betrachtung bewertet. Als Schnittfläche galt dabei die gesamte Fläche bestehend aus Glattschnittanteil (2) und Bruchanteil (1), wie in Figur 1 gezeigt. Wurde ein makroskopischer Riss detektiert, konnte dieser z.B. mit einem Lineal vermessen werden. Als makroskopischer Einriss wurde ein Einriss mit einer Mindestlänge von 1 mm und einem Verhältnis von Länge zu Breite von größer 5 definiert.
• Das warmgewalzte Stahlflachprodukt zeigt an maximal 80 %, insbesondere an maximal 90 %, vorzugsweise an maximal 95 % der geschnittenen Bleche von insgesamt 20 durchgeführten Blechschnitten keine makroskopischen Einrisse wie oben definiert, um insbesondere die Erfordernisse der Rissempfindlichkeit zu erfüllen.

Claims (15)

1. Warmgewalztes Stahlflachprodukt, das aus einem Stahl mit der nachfolgend angegebenen Zusammensetzung besteht (in Gew.-%): C: 0,05-0,12 %, Si: 0,1-0,6 %, Mn: 2,1-3,5 %, Cr: 0,1-1,2 %, Ti: 0,01-0,15 %, Optional eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsanteil: Nb: < 0,05 %, V: < 0,5 %, Al: 0,005-0,2 %, Mo: < 0,5 %, B: < 0,005 %, Cu: < 0,5 %, Ni: < 0,5 %, Ca: < 0,005 %, P: < 0,02 %, S: < 0,01 %, N: < 0,012 %, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen, und dessen Gefüge maximal 9 % Restaustenit und maximal 11 % Martensit aufweisen kann, Rest bainitischer Ferrit mit Ausscheidung in Form von Karbiden, Nitriden und/oder Karbonitriden, und eine Zugfestigkeit R_m nach DIN-EN ISO 6892-1 von mindestens 950 MPa, eine Streckgrenze R_e nach DIN-EN ISO 6892-1 von mindestens 670 MPa und einen Bake-Hardening-Effekt BH nach DIN EN 10325 von mindestens 40 MPa aufweist.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, wobei es eine Bruchdehnung A80 oder Aprop nach DIN-EN ISO 6892-1 von mindestens 8 % aufweist.
3. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei es Ti mit 0,02 bis 0,011 Gew.-% aufweist.
4. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei es Cr mit 0,2 bis 1,0 Gew.-% aufweist.
5. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei es Al mit 0,005 bis 0,2 Gew.-% aufweist.
6. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei das Legierungskonzept folgende Formel erfüllt: $$\frac{\frac{C}{12}+\frac{N}{14}}{\mathrm{0,2}\ast \frac{\mathit{Cr}}{52}+\frac{\mathit{Nb}}{93}+\frac{\mathit{Ti}}{48}+\mathrm{0,3}\ast \frac{\mathit{Mo}}{96}}>\mathrm{1,0}$$ mit C, N, Cr, Nb, Ti und Mo in Gew.-%.
7. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei es mit einem metallischen Korrosionsschutzüberzug versehen ist.
8. Stahlflachprodukt nach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei es einen Biegewinkel nach VDA 238-100 von mindestens 60° aufweist.
9. Stahlflachprodukt ach einem der vorgenannten Ansprüche, wobei es eine Lochaufweitung nach ISO 16650 von mindestens 20 % aufweist.
10. Verfahren zur Herstellung eines warmgewalzten Stahlflachproduktes, umfassend die Schritte:
    Erschmelzen eines Stahls enthaltend in Gew.-%: C: 0,05- 0,12 %, Si: 0,1-0,6 %, Mn: 2,1-3,5 %, Cr: 0,1-1,5 %, Ti: 0,01-0,12 %, Optional eines oder mehrere der folgenden Elemente mit dem nachfolgend angegebenen Gewichtsanteil: Nb: < 0,05 %, V: < 0,5 %, Al: < 0,2 %, Mo: < 0,5 %, B: < 0,005 %, Cu: < 0,5 %, Ni: < 0,5 %, Ca: < 0,005 %, P: < 0,02 %, S: < 0,01 %, N: < 0,012 %, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen;

    - Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt in Form eines Blocks, einer Bramme oder einer Dünnbramme;

    - Durchwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vorprodukts bei einer Temperatur zwischen 1100 °C und 1500 °C;

    - Warmwalzen des Vorproduktes zu dem warmgewalzten Stahlflachprodukt bei einer Warmwalzendtemperatur TE von mehr als 850 °C und weniger als 960 °C zu einem Warmband, wobei im letzten Warmwalzstich ein Umformgrad ε1 von kleiner 15 % erfolgt;

    - Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Haspeltemperatur TH unter 650 °C;

    - Dressieren des warmgewalzten Stahlflachprodukts.
11. Verfahren nach Anspruch 10, wobei das Dressieren mit einem Umformgrad ε2 zwischen 0,1 % und 1,8 % stattfindet.
12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11, wobei der Umformgrad ε1 im letzten Warmwalzstich und der Umformgrad ε2 während des Dressierens ein Verhältnis ϕ = ε1/ε2 aufweist, wobei für ϕ gilt: 5 < ϕ < 150.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, wobei Abkühlen auf die Haspeltemperatur TH zwischen 500 °C und 650 °C mit einer Abkühlrate rK von mindestens 10 K/s stattfindet.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 13, wobei das Stahlflachprodukt gebeizt wird.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 14, wobei das Stahlflachprodukt mit einem metallischen Korrosionsschutzüberzug beschichtet wird.