Beschreibung
MANGANSTAHLBAND MIT ERHÖTEM PHOSPHORGEHALT UND VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG DESSELBEN
Die Erfindung betrifft ein austenitisches Manganstahlband sowie ein Verfahren zur Herstellung austenitischer Manganstahlbänder. Ferner betrifft die Erfindung ein Manganstahlblech mit einem umgeformten, insbesondere streck- bzw. tiefgezogenen Stahlblechabschnitt.
Mangan-Austenite sind Leichtbaustähle, die besonders fest und zugleich dehnbar sind. Die durch die höhere Festigkeit ermöglichte Gewichtsreduktion macht Mangan-Austenite zu einem Werkstoff mit großem Potential in der Fahrzeugindustrie. Denn durch leichtere Karosserien kann der Kraftstoffverbrauch gesenkt werden, wobei eine hohe Dehnungsfähigkeit und Stabilität für die Herstellung der Karosserieteile sowie für deren Crash-Verhalten von Bedeutung sind.
Bekannt sind bereits TRIP-Stähle (TRansformation Induced
Plasticity) , die zunehmend in der Automobilindustrie Verwendung finden. Hochlegierte TRIP-Stähle erreichen hohe Zugfestigkeiten bis über 1000 MPa und können Dehnbarkeiten bis etwa 30% aufweisen. Aufgrund dieser hohen mechanischen Eigenschaf- ten können dünnere Bleche und damit eine Reduzierung des Karosseriegewichts im Fahrzeugbau erreicht werden. TRIP-Stahl besteht aus mehreren Phasen von Eisen-Kohlenstoff-Legierungen, im Wesentlichen aus Ferrit, Bainit und kohlenstoffreichem Rest-Austenit . Der TRIP-Effekt basiert auf der verformungsin- duzierte Umwandlung des Rest-Austenits in Martensit. Diese Umbildung des Kristallgefüges bewirkt eine gleichzeitige Steigerung der Festigkeit und Umformbarkeit bei der Produkt- herstellung oder bei der Produktverwendung im Crash-Fall. Der TRIP-Effekt kann gezielt durch Beimengung der Legierungsele- mente Aluminium und Silizium beeinflusst werden.
Beim TRIP-Stahl wird bereits beim Tiefziehen des Karosserieteils ein gewisser Anteil des Austenits in die hochfeste mar- tensitische Phase (α-Martensit) umgewandelt, die sich kaum noch dehnen lässt. Es ist daher möglich, dass bei TRIP- Stählen für den Crash-Fall nur noch eine relativ geringe Dehnungsreserve übrig bleibt.
Die kürzlich entwickelten TWIP-Stähle unterscheiden sich von den TRIP-Stählen dadurch, dass sie eine höhere Bruchdehnung (50% und mehr) aufweisen. Die Abkürzung TWIP steht für
"TWinning Induced Plasticity" , also eine Plastizität, die durch Zwillingsbildung induziert wird. Die besondere Dehnbarkeit von TWIP-Stählen kann durch unterschiedliche Mechanismen im Kristallgefüge hervorgerufen werden. Beispielsweise kann die Dehnbarkeit durch Gitterfehler im Kristallgefüge begünstigt werden, an welchen die Kristallstruktur verformungsindu- ziert umklappen kann, wobei der Umklappmechanismus an einer Spiegelebene abläuft und regelmäßig gespiegelte Kristallbereiche (sogenannte Zwillinge) entstehen lässt. Es lassen sich unterschiedliche Zwillingsbildungstypen unterscheiden. Ferner ist bekannt, dass weitere Effekte wie beispielsweise das Auftreten von Gleitbändern die mechanischen Eigenschaften beeinflussen können. Aufgrund der hohen Dehnbarkeit eignen sich TWIP-Stähle hervorragend zur Herstellung von Blechen in der Fahrzeugindustrie, insbesondere für unfallrelevante Bereiche der Karosserie. TWIP-Stähle haben ein austenitisches Gefüge und zeichnen sich durch einen hohen Mangangehalt (üblicherweise über 25%) und relativ hohe Legierungszusätze von Aluminium und Silizium aus.
Eine der Erfindung zugrunde liegende Aufgabenstellung kann darin bestehen, einen Stahl mit verbesserten mechanischen Eigenschaften zu schaffen. Insbesondere soll eine gute Schweißbarkeit des Stahls und/oder eine gute Umformbarkeit erreich- bar sein. Ferner zielt die Erfindung darauf ab, ein Verfahren zur Herstellung eines Stahls mit verbesserten mechanischen Eigenschaften, insbesondere hohe Duktilität in Kombination
mit hoher Zugfestigkeit, und insbesondere einer guten Schweißbarkeit und einer guten Umformbarkeit anzugeben.
Die der Erfindung zugrunde liegende Aufgabenstellung wird durch die Merkmale der unabhängigen Ansprüche gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen und Weiterbildungen sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben.
Es wurde festgestellt, dass sich mit einem erfindungsgemäßen austenitischen Manganstahlband hohe mechanische Eigenschaften und eine gute Schweißbarkeit sowie eine gute Umformbarkeit erzielen lassen. Der erfindungsgemäße Stahl zeichnet sich unter anderem dadurch aus, dass bei einem Kohlenstoff-Gehalt in Gew.-% von etwa 0,4% < C < 1,2% ein Mangan-Gehalt von etwa 12,0% < Mn < 25,0% vorhanden ist. Die Prozentangaben von chemischen Bestandteilen beziehen sich in dieser Schrift stets auf Angaben in Gew.-%. Phosphor, das die Streckgrenze bzw. Zugfestigkeit erhöht, die Bruchdehnung vermindert, die Sprö- digkeit fördert, die Austenit-Stabilität absenkt, die Zemen- titausscheidung behindert und die Schweißbarkeit üblicherweise mindert, wird erfindungsgemäß in einem verhältnismäßig hohen Anteil von mindestens 0,01% dazu legiert werden. Dabei stellte sich heraus, dass bei einem weitgehenden Verzicht auf das Legierungselement Aluminium (Al < 0,05%) mit diesem Le- gierungskonzept hohe mechanische Eigenschaften und eine überraschend gute Schweißbarkeit bei sehr guter Umformbarkeit des hergestellten Manganstahlbandes erzielt werden können.
Bei einem warmgewalzten austenitischen Manganstahlband mit der erfindungsgemäßen chemischen Zusammensetzung kann ein
Produkt aus Bruchdehnung in MPa und Zugfestigkeit in Prozent von über 60.000 MPa%, insbesondere über 70.000 MPa% erreicht werden. Bei einem kaltgewalzten austenitischen Manganstahlband mit der erfindungsgemäßen chemischen Zusammensetzung liegt dieses Produkt über 75.000 MPa% und kann über 80.000 MPa%, insbesondere auch über 85.000 MPa%, vorzugsweise über 100.000 MPa% liegen.
Es wird angenommen, dass die guten mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Manganstahls auf einer Kombination zumindest der folgenden drei Mechanismen beruhen:
(1) Mikro- und Nanozwillingsbildung mit hoher Dichte:
Es wurde bei den erfindungsgemäßen Stählen eine Bevorzugung von Mikrozwillingsbildung (d.h. der Bildung von kleinen Zwillingen mit geringer Dicke) beim Umformprozess im Kristallge- füge festgestellt. Die nach Umformbeanspruchung (z.B. Tiefziehen) festgestellte hohe Dichte der Mikrozwillinge und ihre geringe Dicke im Vergleich zur Dichte und Dicke der Mikrozwillinge bei konventionellen hochmanganlegierten Stählen bewirken eine Erhöhung der Bruchdehnung. Dies ist zumindest teilweise auf die Tatsache zurückzuführen, dass mit der Dichte der Zwillinge die Anzahl an Versetzungshindernissen deutlich ansteigt. Die mittlere Dicke der Mikrozwillinge lag bei Proben des erfindungsgemäßen Manganstahlbandes, nachdem sie einem Umformprozess unterzogen worden waren, vorzugsweise un- terhalb von 30 nm, insbesondere unterhalb von 20 nm und insbesondere unterhalb von 10 nm. Zwillinge mit einer Dicke von unter 10 nm werden auch als Nanozwillinge bezeichnet . Nach der Umformbeanspruchung lag gegenüber der üblichen Dichte an Zwillingen insbesondere eine signifikant erhöhte Dichte an Nanozwillingen vor. Es wird vermutet, dass mit Erhöhung des Phosphorgehaltes und einer erniedrigten Stapelfehlerenergie die Dichte der Mikrozwillinge und insbesondere der Nanozwillinge zunimmt. Diese wirken direkt auf der Duktilität des Materials und bieten eine ungewohnte sehr hohe Dehnung im Kom- bination mit hoher Zugfestigkeit.
(2) Mischkristallhärtung:
Eine Mischkristallhärtung wird durch hohe Anteile an interstitiell gelösten Legierungselementen wie P und C bewirkt . Dadurch können hohe Festigkeiten (insbesondere größer als
1100 MPa) bei gleichzeitig hohen Kaltverfestigungswerten und
Bruchdehnungen (gegebenenfalls größer als 90%) eingestellt werden.
(3) Dynamische Reckalterung: Das Auftreten der dynamischen Reckalterung ist auf die hohen Gehalte an interstitiell gelösten Legierungselementen im Stahl zurückzuführen und ist anhand der Spannungs-Dehnungs- kurven zu erkennen. Dieser Effekt kann einen zusätzlichen Beitrag zur Verbesserung der Festigkeit und der Bruchdehnung des Materials leisten.
Zusätzlich kann bei einer entsprechenden Wärmebehandlung auch noch der Bake-Hardening Effekt zur Steigerung der Streckgrenze herangezogen werden.
Für die hergestellten Stähle wurden die Bake-Hardening-Werte (BH-Werte) gemäß der europäischen Norm EN 10325 ermittelt. Die hohen Anteile an interstitiell gelösten Legierungselementen gewährleisten ein erhöhtes Bake-Hardening Potential und können die mechanischen Eigenschaften des Endproduktes weiter verbessern. Es zeigte sich eine Steigerung der Festigkeit nach der Wärmebehandlung um etwa 30 bis 80 MPa je nach Verformungsgrad .
Es hat sich gezeigt, dass ein geringer Mangan-Gehalt einen positiven Einfluss auf die Phasenumwandlungen und die Umform- Mechanismen (insbesondere die Bildung von Nano- und Mikro- zwillingen und stärkerer Mischkristallhärtung) im Endbauteil hat. Insofern kann der Mangan-Gehalt eines erfindungsgemäßen austenitischen Manganstahlbandes vorzugsweise im Bereich von 14% < Mn < 18,0%, insbesondere 14% < Mn < 16,5% liegen.
Dabei hat sich ferner gezeigt, dass durch eine große Korngröße eine sehr gleichmäßige und hohe Festkörperlöslichkeit der Elemente C und/oder P und/oder N in den großen Körnern erreicht werden kann. Die gute Löslichkeit dieser Elemente kann ebenfalls eine Ursache für die Bevorzugung der Mikrozwil-
lingsbildung geringer Größe bzw. der Nanozwillingsbildung und ihrer hohen Dichte im Kristallgefüge sein. Ferner wird vermutet, dass durch die vorzugsweise erreichte hohe Festkörper- löslichkeit von P und C die üblicherweise negativen Auswir- kungen dieser Elemente (Verschlechterung der Schweißbarkeit, Versprödung des Stahls) in überraschender Weise beim erfindungsgemäßen Stahl nicht auftraten. Insbesondere konnten hohe Konzentrationen von C und P erreicht werden, ohne dass sich die Schweißbarkeit des Stahls signifikant verschlechterte.
Da Aluminiumnitrid (AlN) das (austenitische) Kornwachstum behindert, kann durch das Verhältnis von N zu Al die Korngröße gezielt beeinflusst werden. Durch bewusst geringe Zugabe von Al (beispielsweise Al < 0,05%, insbesondere Al < 0,02%) kann bei einem austenitischen Manganstahlband eine hohe Korngröße ermöglicht werden. Der AI-Anteil kann bei dem hier verfolgten Legierungskonzept sehr niedrig gehalten werden, da viel Kohlenstoff für die Desoxidation des flüssigen Stahls zur Verfügung steht. Insbesondere kann der erfindungsgemäße Mangan- stahl einen möglichst geringen Aluminium-Anteil aufweisen, der lediglich durch unvermeidliche Verunreinigungen im Her- stellungsprozess begrenzt ist (d.h. keine Aluminium- Zugabe). Beim erfindungsgemäßen Stahlband wird dadurch ein maximales Korngrößenwachstum beim Rekristallisieren (d.h. beim Warmwal - zen bzw. beim Glühen) ermöglicht.
Ferner können zweckmäßigerweise hohe Phosphor-Anteile von 0,03% < P, insbesondere 0,05% < P, 0,06% < P, 0,07% < P, 0,08% < P und auch 0,10% < P eingesetzt werden. Es kann sogar ein Phosphor-Anteil 0,20% < P vorgesehen sein. Durch einen hohen Phosphor-Gehalt lässt sich die Zugfestigkeit und vor allem die Streckgrenze bei höheren Korngrößen steigern. Überraschenderweise wurde keine wesentliche Absenkung der Bruchdehnung und keine signifikante Verschlechterung der Schweiß- barkeit bei einer Erhöhung des Phosphor-Anteils beobachtet.
Durch eine Einstellung der mittleren Korngröße im Metallgefü- ge lässt sich die Zugfestigkeit als auch die Streckgrenze sowie die Bruchdehnung des hergestellten Stahlbands gezielt verändern. Je größer das Korn, desto geringer ist die Zugfes - tigkeit als auch die Streckgrenze und desto höher ist die
Bruchdehnung. Es können mittlere Korngrößen von über 5 μm o- der von über 10 μm eingestellt werden. Insbesondere kann vorgesehen sein, dass bei dem warmgewalzten austenitischen Manganstahlband eine große mittlere Korngröße von über 13 μm, insbesondere über 18 μm eingestellt wird, und dass bei dem kaltgewalzten austenitischen Manganstahlband eine große mittlere Korngröße von über 15 μm, insbesondere über 20 μm eingestellt wird.
Ähnlich wie Aluminium behindert auch Silizium die Ausscheidung von Karbiden wie beispielsweise Zementit ((Fe, Mn)3C), die beim Warmwalzen und beim Glühen auftritt. Da die Zementi- tausscheidung die Bruchdehnung absenkt, ließe sich erwarten, dass durch eine Silizium- Zugabe die Bruchdehnung erhöht wer- den kann.
Vorzugsweise weist der erfindungsgemäße Manganstahl jedoch einen sehr geringen Silizium-Anteil (Si < 1,0%, insbesondere Si < 0,2%, besonders bevorzugt Si < 0,05%) auf, der gegebe- nenfalls lediglich durch unvermeidliche Verunreinigungen im Herstellungsprozess begrenzt ist (d.h. in diesem Fall keine Silizium-Zugabe, der Si-Anteil kann dann unter Si < 0,03% liegen) . Der Grund hierfür besteht darin, dass Silizium einen Einfluss auf Verformungsmechanismen hat. Silizium beeinträch- tigt die Zwillingsbildung, d.h. eine geringe Siliziumkonzentration erleichtert die Zwillingsbildung und möglicherweise besonders die Bildung kleiner Mikrozwillinge bzw. von Na- nozwillingen. Da der Verformungsmechanismus der Mikrozwil- lingsbildung und insbesondere der Nanozwillingsbildung eine hohe Bruchdehnung stark begünstigen, bewirkt dieser Effekt eine Erhöhung der Bruchdehnung bei einer Verringerung des Silizium-Gehalts. Dabei können auch andere Verformungsmechanis-
men durch wenig Silizium bevorzugt sein. Daher kann der Silizium-Gehalt des erfindungsgemäßen Manganstahls niedrig, vorzugsweise so niedrig wie möglich, eingestellt werden. Der Silizium-Anteil kann sehr niedrig gehalten werden, da viel Koh- lenstoff für die Desoxidation des flüssigen Stahls zur Verfügung steht, und da die Festigkeit des Stahls (Silizium bewirkt eine Erhöhung der Festigkeit) durch andere Maßnahmen wie z.B. hohe Konzentrationen von C und/oder P gewährleistet wird .
Niob (Nb) , Vanadium (V) und Titan (Ti) sind Elemente, die Ausscheidungen (Karbide, Nitride, Karbonitride) bilden und optional hinzugesetzt werden können, um die Festigkeit durch eine Ausscheidungshärtung zu verbessern. Allerdings weisen diese -Elemente eine kornfeinende Wirkung auf, weshalb ihre
Konzentration gering gehalten werden sollte, sofern eine hohe Korngröße gewährleistet bleiben soll.
Es ist bekannt, dass Nickel (Ni) die Austenit-Phase stabili- sieren kann (sogenannter γ-Stabilisierer) . Nickel kann optional in größeren Mengen (z.B. über 1% bis 5% oder sogar 10%) zugesetzt werden.
Anders als Nickel bewirkt der Festkörperlöslichkeitsverstär- ker (solid Solution strengthener) Chrom (Cr) eine Stabilisierung der α-Ferrite. Zugaben von Chrom bis zu 10 Gew% bevorzugen die Bildung von ε-Martensit und/oder α ' -Martensit , was eine höhere Zughärtung und eine niedrigere Duktilität zur Folge hat. Der Anteil von Chrom sollte daher begrenzt sein. Vorzugsweise kann z.B. Cr < 5 % insbesondere Cr < 0,2% eingestellt werden.
Molybdän (Mo) und Wolfram (W) zeigen ebenfalls eine kornfeinende Wirkung. Wolfram weist eine hohe Affinität zu Kohlen- stoff auf und bildet die harten und sehr stabilen Karbide W2C und WC Stahl. Der Anteil von Wolfram sollte begrenzt sein. Vorzugsweise kann W < 2 % insbesondere W < 0,02% eingestellt
werden. Wolfram ist ein noch besserer Festkörperlöslichkeits- verstärker als Chrom und bildet ebenfalls Karbide (aber in geringerem Umfang als Chrom) . Vorzugsweise kann Mo < 2% insbesondere Mo < 0,02% eingestellt werden.
Die Korngröße eines warmgewalzten Stahlbandes wird ferner stark durch die Endwalztemperatur beim Warmwalzen beein- flusst. Das erfindungsgemäße Stahlband kann mit einer Endwalztemperatur zwischen 75O0C und 10500C, vorzugsweise zwi- sehen 8000C und 9000C, gewalzt werden. Bei gegebener chemischer Zusammensetzung lässt sich durch die Wahl der Endwalz- temperatur die mittlere Korngröße einstellen.
Es konnte gezeigt werden, dass sich bei dem erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahl eine hohe Bruchdehnung von 60% oder 65% und mehr erreichen lässt. Die Zugfestigkeit des warmgewalzten Stahls kann dabei vorzugsweise über 1050 MPa liegen.
Durch das Kaltwalzen können die mechanischen Eigenschaften des warmgewalzten austenitischen Manganstahlbands erhöht werden. Die Korngröße eines kaltgewalzten Stahlbandes wird durch die Glühtemperatur stark beeinflusst. Das nach dem Kaltwalzen erfolgende Glühen kann beispielsweise bei einer Glühtemperatur zwischen 75O0C und 10500C durchgeführt werden, und insbe- sondere kann die Glühtemperatur größer als 9000C sein. Es sind Zugfestigkeiten von über 1100 MPa, insbesondere über 1200 MPa, bei einer Bruchdehnung von über 75%, insbesondere über 80%, erreichbar.
Ein erfindungsgemäßes Manganstahlblech mit den genannten chemischen Zusammensetzungen weist einen umgeformten, insbesondere streck- bzw. tiefgezogenen Stahlblechabschnitt auf, dessen Gefüge Mikrozwillinge mit einer mittleren Dicke kleiner als 30 nm, insbesondere kleiner als 20 nm und Nanozwillinge mit einer mittleren Dicke kleiner als 10 nm aufweist. Wie erwähnt bilden sich diese Mikro- und Nanozwillinge beim Umforra- prozess, wobei die hohen mechanischen Eigenschaften des Aus-
gangsproduktes vermutlich - zumindest teilweise - auf diesen Verformungsmechanismus zurückzuführen sind.
Bei einem Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten auste- nitischen Manganstahlbands wird nach dem Gießen eines Halbzeugs aus Stahl das Halbzeug auf eine Temperatur oberhalb HOO0C erwärmt. Das erwärmte Halbzeug wird mit einer Endwalztemperatur zwischen 7500C und 10500C, vorzugsweise zwischen 8000C und 9000C, gewalzt. Anschließend erfolgt ein Abkühlen des gewalzten Stahlbandes mit einer Rate von 20°C/s oder höher. Vorzugsweise wird eine rasche Abkühlung des warmgewalzten Stahlbandes mit einer Rate von 50°C/s oder höher, insbesondere 200°C/s oder höher, durchgeführt. Eine rasche Abkühlung trägt dazu bei, eine hohe Festkörperlöslichkeit der EIe- mente C, N und P in den Körnern zu bewirken. Anschaulich gesprochen kommt es durch die rasche Abkühlung zu einem "Einfrieren" der gelösten Elemente ohne oder mit nur geringer Ausscheidungsbildung. Mit anderen Worten kann durch eine rasche Abkühlung die Ausscheidungsbildung weitgehend unterbun- den werden. Insbesondere kann durch eine rasche Abkühlung sowohl das Auftreten von Korngrenzen-Karbiden als auch eine durch hohe Phosphor-Gehalte bewirkte Versprödung (Korngrenzensegregationen) des Stahlgefüges verhindert werden. Je höher die Abkühlungsrate, desto besser und gleichmä- ßiger kann Kohlenstoff und Phosphor in Lösung gehalten werden. Es wurden Abkühlungsraten von über 100°C/s bis 400°C/s eingesetzt. Möglich sind auch Abkühlungsraten von über 400°C/s bis sogar von über 600°C/s. Bei Bedarf kann vor der raschen Abkühlung eine Zwischenphase von mehreren Sekunden, insbesondere 1 bis 4 Sekunden, andauern, in welcher das
Stahlband langsam an Luft auskühlt um die Rekristallisation des Phosphor- legierten Stahlbandes zu verbessern.
Zur Herstellung eines kaltgewalzten austenitischen Mangan- stahlbands wird das warmgewalzte Stahlband kaltgewalzt und anschließend zur Rekristallisierung geglüht.
Vorzugsweise wird beim Kaltwalzen durch Anwendung hoher WaIz- kräfte eine hohe Dickenreduzierung im Bereich von über 45%, insbesondere über 60%, besonders bevorzugt über 80% vorgenommen .
Die Glühtemperatur kann zwischen 7500C und 11500C liegen und insbesondere größer als 9000C sein. Durch Glühen lässt sich die Korngröße nochmals verändern, wobei nach dem Glühen eine Korngröße von über 15 μm, insbesondere über 20 μm, vorgesehen sein kann, um eine hohe Bruchdehnung und möglicherweise eine Verbesserung der Festkörperlöslichkeit von Kohlenstoff, Phosphor und gegebenenfalls Stickstoff zu erreichen. Eine hohe Zugfestigkeit kann insbesondere durch einen verhältnismäßig hohen Anteil an Phosphor (und Kohlenstoff) gewährleistet wer- den.
Nach dem Glühen erfolgt ein Abkühlen des gewalzten Stahlbandes mit einer Rate von 20°C/s oder höher. Vorzugsweise wird eine rasche Abkühlung des kaltgewalzten Stahlbandes mit einer Rate von 50°C/s oder höher, insbesondere 200°C/s oder höher, durchgeführt .
Wie bereits beim Warmbandprozess beschrieben, trägt auch hier eine rasche Abkühlung dazu bei, eine hohe und gleichmäßige Festkörperlöslichkeit von Kohlenstoff, Phosphor und Stickstoff in den Körnern zu bewirken und dadurch eine hohe Zugfestigkeit auch bei großen Körnern zu erreichen. Es wurden Abkühlungsraten von über 100°C/s bis 400°C/s eingesetzt. Möglich sind auch Abkühlungsraten von über 400°C/s bis sogar von über 600°C/s. Bei Bedarf kann vor der raschen Abkühlung eine Zwischenphase von mehreren Sekunden, insbesondere 1 bis 6 Sekunden, andauern, in welcher das Stahlband langsam an Luft auskühlt um die Rekristallisation des Phosphor- legierten Stahlbandes zu verbessern.
Die Erfindung wird nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen unter Bezugnahme auf die Zeichnungen in beispielhafter Weise näher erläutert; in den Zeichnungen zeigen:
Fig. 1 ein Schaubild, in welchem für kaltgewalzte Stähle die mittlere Korngröße gegenüber der Glühtemperatur dargestellt ist;
Fig. 2 ein Schaubild, in welchem für mehrere Proben kalt- gewalzter Stähle die Kaltverfestigung (n10/20-Wert) gegenüber der senkrechten Anisotropie (ro/i5-, r45/15-, und r90/i5-Wert) dargestellt ist;
Fig. 3A-C schematische Darstellungen von Zwillingen und Mik- rozwillingen bzw. Nanozwillingen in der Gefügestruktur von Stählen;
Fig. 4 eine Aufnahme eines Transmissionselektronenmikro- skops von einem erfindungsgemäßen Stahlgefüge; und
Fig. 5 einen Mikroschliff der Schweißlinse eines geschweißten erfindungsgemäßen Stahlgefüges .
Zunächst werden in beispielhafter Weise verschiedene Möglich- keiten zur Herstellung erfindungsgemäßer Manganstähle erläutert.
Bei einer ersten Verfahrensroute erfolgt die Roheisenerzeugung im Hochofen oder mit einem Schmelzreduktionsver- fahren wie beispielsweise Corex oder Finex. Der Tecnored Pro- zess ist ebenfalls möglich. Das Roheisen wird dann beispielsweise in einem Sauerstoffaufblas-Verfahren (z.B. in einem LD (Linz-Donawitz) /BOF (Bottom Oxygen Furnace) Verfahren) in Stahl umgewandelt. Vor dem Gießen des Stahls kann eine Vaku- um-Entgasung (z.B. nach dem Ruhrstahl-Heraeus-Verfahren (RH)) durchgeführt und ein Pfannenofen (Ladle Furnace) zur Beheizung und zum Legieren der Metallschmelze eingesetzt werden.
Eine zweite Herstellungsroute, die für Manganstähle besonders geeignet sein kann, verwendet einen Lichtbogenofen (EAF: Electric Are Furnace) zur Stahlerzeugung und einen AOD- Konverter zur Entkohlung des flüssigen Stahls. Wiederum kann vor dem Gießen des Stahls ein Pfannenofen zum Beheizen und zum Legieren der Metallschmelze eingesetzt werden.
Der so erzeugte Stahl kann mittels verschiedener Gießtechni- ken wie beispielsweise Blockguss, Gießwalzen, Dünnbandgießen oder Stranggießen weiterverarbeitet werden. Der beim Gießen erzeugte Stahlkörper wird Halbzeug genannt und kann z.B. in Form von Brammen, Knüppel oder Blöcken realisiert sein.
Die Bramme wird in Warmbandstraßen zu Warmband weiterverarbeitet. Hierfür können Walzgerüste für Schmalband (Breite kleiner 100 mm) , Mittelband (Breite zwischen 100 mm und 600 mm) und Breitband (Breite größer 600 mm) eingesetzt werden. Weiters ist die Verarbeitung von Blöcken und Knüppel zu Pro- filen, Rohren oder Drähten möglich.
Im folgenden wird ein Warmbandprozess (WB) beschrieben, nach dem erfindungsgemäße Stahlbänder herstellbar sind.
Bei der Herstellung erfindungsgemäßer Stahlbänder kann eine Walztemperatur zwischen etwa 11000C und 13000C, gegebenenfalls auch höher, eingesetzt werden. Die Walzendtemperatur kann beispielsweise zwischen 7500C und 10500C und insbesondere zwischen 8000C und 9000C liegen. Durch unterschiedliche Walzendtemperaturen ergeben sich gemäß der dynamischen Rekristallisation bei der vorherrschenden Temperatur unterschiedliche mittlere Korngrößen des warmgewalzten Stahlbandes. Je geringer die Walzendtemperatur, desto kleiner ist bei gegebener chemischer Zusammensetzung die erhaltene mittlere Korngröße. Mit einer Verkleinerung der mittleren Korngröße nimmt die Zugfestigkeit und die Bruchfestigkeit des warmgewalzten Stahlbandes zu, die Bruchdehnung nimmt ab. Bei einer
zu geringen Walzendtemperatur besteht jedoch die Gefahr, dass die hohe Kornfeinung bei Manganstählen durch die erhöhte Festigkeit einen Verlust an plastischer Verformbarkeit herbeiführt. Ferner kommt es bei niedrigen Walzendtemperaturen auf- grund der Phasenstabilität zunehmend zur Bildung von Zementit ((Fe, Mn)3C), wodurch die mechanischen Eigenschaften beeinträchtigt werden können. Die Zementitausscheidungen erreichten bei Walzendtemperaturen unter 7400C eine Partikelgröße, durch welche die mechanischen Eigenschaften deutlich beein- trächtigt wurden.
Die mittlere Korngröße des Warmband-Stahlbandes wird ferner durch den Gehalt an Aluminium und Stickstoff beeinflusst. Es ist bekannt, dass Mangan die Löslichkeit von Stickstoff in flüssigem Eisen erhöht. In flüssigem Eisen gelöster Stickstoff bildet mit Aluminium Aluminiumnitrid-Ausscheidungen, die die Migration von Korngrenzen und damit das Kornwachstum behindern. Aluminiumnitrid kann ferner eine Rissbildung beim Warmumformen bewirken. Es hat sich gezeigt, dass durch eine gezielte Steuerung des Aluminium- und Stickstoffgehaltes im Stahl niedrige Endwalztemperaturen deutlich unter 9500C und insbesondere unter 9000C bis hinunter zu 7500C möglich sind, ohne dass dabei eine Rissbildung auftritt. Allerdings ist die Bildung großer Zementitpartikel , die bei einer Absenkung der Endwalztemperatur unterhalb von etwa 7400C bis 8000C einsetzt, zu vermeiden. Besonders bevorzugte Endwalztemperaturen im Warmwalzprozess können daher im Bereich von 8000C bis 9000C liegen.
Beispielsweise wurde das Vermeiden einer Rissbildung bei den genannten Endwalztemperaturen im Bereich von 8000C bis 9000C mit chemischen Zusammensetzungen erreicht, bei denen ein extrem geringer Anteil von Aluminium bis maximal 0,008% oder 0,010% in Kombination mit einem geringen Gehalt an Stickstoff bis z.B. maximal 0,030% oder 0,036% eingesetzt wurden. Die jeweiligen Konzentrationen der Elemente sind voneinander abhängig. Wenn weniger Stickstoff verwendet wird, ist mehr Alu-
minium zulässig und umgekehrt. Insofern sind bei einem geringen Aluminiumgehalt auch höhere Stickstoffgehalte als oben angegeben möglich.
Nach dem Warmwalzen wird eine rasche Abkühlung des Warmbands mit möglichst hohen Abkühlgeschwindigkeiten (z.B. über 50°C/s oder auch höher) durchgeführt. Die Abkühlung kann durch Beaufschlagung des Warmbandes mit Wasser erfolgen.
Das Warmband wird dann in einer kontinuierlich arbeitenden
Beizanlage z.B. mit Schwefelsäure gereinigt (entzundert). Das Warmband kann beispielsweise eine Dicke von 1,5 bis 2,0 mm aufweisen. Es können jedoch auch Warmband-Produkte mit kleineren oder größeren als den oben angegebenen Banddicken rea- lisiert werden. Ein Glühschritt wird bei den hier hergestellten Warmband- Produkten üblicherweise nicht durchgeführt. In einer besonderen Ausführungsform wird ein solcher Glühschritt jedoch durchgeführt und bewirkt eine Kornvergröberung als auch eine Erhöhung der Bruchdehnung.
Das in der vorstehend beschriebenen Weise erzeugte Warmband kann durch Kaltwalzen und Glühen zum Kaltband-Produkt weiterverarbeitet werden. Durch Kaltwalzen wird das Warmband weiter in seiner Dicke reduziert und die mechanisch- technologischen Eigenschaften des Bandes werden eingestellt. Es können beispielsweise geringe Banddicken im Bereich von etwa 0,7 mm bis 1,75 mm des Kaltbandes erzeugt werden. Kaltband- Produkte mit solchen geringen Dicken sind insbesondere im Automobilbereich für Crash-absorbierende Bauteile von Interesse. Es können je- doch auch Kaltband-Produkte mit kleineren oder größeren als den oben angegebenen Banddicken realisiert werden.
Das Kaltwalzen erfolgt vorzugsweise unter Anwendung hoher Walzkräfte. Es können Walzgerüste mit 2 bis 20 Rollen einge- setzt werden. Um die hohen Kaltwalzkräfte aufzubringen, können beispielsweise für hohe Walzdrücke ausgelegte Walzgerüste mit 12 oder 20 Walzen, insbesondere vom Sendzimir-Typ
(Cluster-Walze) , eingesetzt werden. Eine Sendzimir-Walzanlage mit 12 Walzen besteht beispielsweise aus einer symmetrischen Anordnung von jeweils 3 Rückwalzen, 2 Zwischenwalzen und 1 den Walzspalt definierenden Druckwalze. Eine Sendzimir- Walzanlage mit 20 Walzen besteht beispielsweise aus einer symmetrischen Anordnung von jeweils 4 Rückwalzen, 3 äußeren Zwischenwalzen, 2 inneren Zwischenwalzen und 1 den Walzspalt definierenden Druckwalze. Es zeigte sich eine überraschend gute Walzbarkeit und eine geringe Rissbildung im Vergleich zu anderen Manganstählen.
Die beim Kaltwalzen erreichte prozentuale Dickenreduzierung (Kaltwalzgrad) kann über 40% liegen und z.B. zwischen 40% und 60% betragen. Das Kaltwalzen wurde auch mit Kaltwalzgraden über 60%, insbesondere auch über 80% durchgeführt. Es wurde mit und ohne Zug kaltgewalzt .
Nach dem Kaltwalzen oder in einem Zwischenschritt während des Kaltwalzens wird das Stahlband zur Rekristallisation geglüht. Das Glühen kann z.B. nach dem Kontiglühverfahren oder dem Haubenglühverfahren durchgeführt werden. Durch das Glühen wird die beim Kaltwalzen auftretende Verfestigung des Gefüges wieder abgebaut. Es kommt dabei über Keimbildung und Kornwachstum zu einem Neuaufbau des Gefüges .
Das Glühen kann bei Temperaturen zwischen 7500C und 12500C, insbesondere 7500C bis 11500C vorgenommen werden und etwa 5 Sekunden bis 5 Minuten, insbesondere 2 bis 5 Minuten auf Glühtemperatur andauern. Die Glühzeit ist ausreichend, um das Band im wesentlichen ganzvolumig auf die jeweilige Glühtemperatur aufzuwärmen. Es können auch mehrere Walzschritte und dazwischenliegend Zwischenglühschritte bei einer geeigneten Temperatur, z.B. etwa 9500C, durchgeführt werden.
Nach dem Glühen wird das heiße Stahlband rasch abgekühlt, vorzugsweise, indem es durch Beaufschlagung mit Wasser oder im Gasstrom (Gasj et) abgeschreckt wird. Es hat sich herausge-
stellt, dass eine besonders rasche Abkühlung hilfreich ist, eine hohe Festkörperlöslichkeit der Elemente C, N und P in den Körnern zu bewirken. Insbesondere konnte die mit einem hohen Phosphor-Gehalt kritische Versprödung (Korngrenzen- segregationen) durch Erhöhung der Abkühlgeschwindigkeit weitgehend oder vollständig verhindert werden. Vorteilhaft sind Abkühlgeschwindigkeiten von über etwa 500C oder über 1000C pro Sekunde. Ferner können vorzugsweise auch Abkühlgeschwindigkeiten von über 200°, 3000C oder 4000C pro Sekunde vorge- sehen sein, wobei auch Versuche mit Abkühlgeschwindigkeiten über 5000C und über 6000C pro Sekunde erfolgreich durchgeführt wurden.
Nach dem Kaltwalzen, Glühen und Abkühlen kann ein Kaltnach- walzen (Dressieren) zur Einstellung einer geeigneten Ebenheit des Kaltbandes durchgeführt werden. Beim Kaltnachwalzen können Dickenreduzierungen von z.B. 0,5%, 1,5%, 5%, 25% und mehr als 40%, oder geeignete Zwischenwerte, erzielt werden.
Weitere Prozessschritte wie beispielsweise die Verzinkung
(z.B. Feuerverzinkung oder elektrolytische Verzinkung) können sich je nach Einsatzgebiet und Kundenwunsch anschließen.
Die chemische Zusammensetzung des Stahls kann in weiteren Le- gierungselementen über einen weiten Bereich variieren. Beispielsweise können als obere Grenzwerte optional vorgesehen sein: 0,5% > V, 0,5% > Nb, 0,5% > Ti, 10% > Cr, 10% > Ni, 1% > W, 1% > Mo, 3% > Cu, 0,02% > B, der Rest wie erwähnt Eisen und produktionsbedingte Verunreinigungen. Spezielle Aus- führungsbeispiele der Erfindung nutzen die folgenden Bereiche: 0,85% > C > 0,70%, 16,2% > Mn > 15,5%, 0,015% > Al > 0, 0005%,
0,028% > Si > 0,001%, 0,039% > Cr > 0,020%, 0,08% > Ni > 0,02%, 0,025% > Nb > 0,020%, 0,002% > Ti > 0,0015%, 0,0056% > V > 0,002%,
0,04% > N > 0,015%, 0,2% > P > 0,01%. Insbesondere können, wie die folgenden Beispiele zeigen, auch extrem hohe Phos-
phor-Konzentrationen von z.B. über 0,10% < P oder sogar 0,12% < P vorgesehen sein.
Nachfolgend wir die Erfindung in beispielhafter Weise anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
In der Tabelle 1 ist die chemische Zusammensetzung von vier Stahlbändern X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6-0.03P, X80Mnl6-0.08P und X80Mnl6-0.1OP mit einer Phosphor-Konzentration zwischen 0,011 und 0,102 Gew-% angegeben.
Der Warmbandprozess (WB) wurde jeweils gemäß den vorstehenden Angaben durchgeführt. Die verwendeten Endwalztemperaturen
(zwischen 7500C und 10300C) sowie die erhaltenen mechanischen Eigenschaften der erzeugten Warmband-Produkte X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6-0.03P, X80Mnl6 -0.08P und X80Mnl6 -0.1OP sind in der Tabelle 2 angegebenen. Die bei den Zugversuchen erhaltenen mechanischen Werte wurden nach dem europäischen Standard
"EUROPÄISCHE NORM EN 10002-1, Juli 2001" bestimmt, der hiermit durch Bezugnahme in den Offenbarungsgehalt dieser Schrift aufgenommen wird. Sämtliche in der Tabelle 2 angegebenen Werte sind auch als untere Grenzwerte für die Größe, auf die sie bezogen sind, offenbart.
Wie bereits erwähnt, kann das Warmband (WB) optional zu einem Kaltband (KB) weiterverarbeitet werden. In den hier dargestellten Ausführungsbeispielen erfolgte die Kaltbandverarbeitung mit den in Tabelle 3 angegebenen Verarbeitungsparametern. Die mechanischen Eigenschaften der auf diese Weise hergestellten Kaltband-Produkte der chemischen Zusammensetzungen X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6 - 0.03P, X80Mnl6 -0.08P und X80Mnl6-0.1OP sind in Tabelle 3 angegebenen. Sämtliche in der Tabelle 3 angegebenen Werte sind auch als untere Grenzwerte für die Größe, auf die sie bezogen sind, offenbart.
Wie der Tabelle 3 zu entnehmen ist, wurden die Kaltband- Produkte mit den KB-Nummern 1 bis 7 und 9 mit einer Endwalz - temperatur von 9000C im Warmbandprozess gewalzt. Ansonsten wurde derselbe Warmbandprozess verwendet, der den Warmband- Produkten in Tabelle 2 zugrunde liegt.
Den Kaltband-Produkten mit den KB-Nummern 1 bis 3 liegt somit näherungsweise das Warmband-Produkt mit der WB-Nummer 2 zugrunde (die Endwalztemperaturen unterscheiden sich lediglich um 100C) und den Kaltband-Produkten mit den KB-Nummern 4 bis 6 liegt näherungsweise das Warmband-Produkt mit der WB- Nummer 5 zugrunde (die Endwalztemperaturen unterscheiden sich lediglich um 300C) .
Die Tabelle 3 zeigt, dass Zugfestigkeiten Rm über 1100 MPa und sogar über 1200 MPa erreicht werden, und dass auch bei großen mittleren Korngrößen (über 15 μm im Fall von X80Mnl6- 0.03P (KB-Nr. 6) und X80Mnl6-0.1OP (KB-Nr. 10) sowie über 20 μm oder gegebenenfalls sogar 25 μm im Fall der anderen Pro-
ben) noch Zugfestigkeiten Rm über 1000 MPa erreicht werden. Die Zugfestigkeit Rm ist definiert als die bei maximaler Zugkraft am Werkstück auftretende Spannung.
Die in Tabelle 3 angegebene Bruchdehnung A50 ist die auf die Anfangsmesslänge bezogene prozentuale, bleibende Längenänderung nach dem Bruch der Zugprobe (nach der genannten Norm EN 10002-1), wobei eine Anfangsmesslänge von 50 mm zugrunde gelegt wird. Für die Stahlbänder zeigte sich, dass hohe Bruch- dehnungswerte über 75% und insbesondere bei großen mittleren Korngrößen teilweise über 80% und sogar über 90% erreichbar sind.
Eine weitere wichtige Kenngröße für die mechanischen Eigen- schatten der Stahlbänder ist das Produkt aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung. Besonders bei großen mittleren Korngrößen werden hohe Produktwerte erreicht. Ursache hierfür ist, dass große Körner zu höheren Bruchdehnungswerten führen und die Zugfestigkeit, die üblicherweise mit wachsender Korngröße deutlich abfällt, erfindungsgemäß durch den verhältnismäßig hohen Kohlenstoff- und/oder Phosphorgehalt weitestgehend aufrechterhalten wird.
Bei den Schweißuntersuchungen konnten selbst bei den höheren P-Gehalten von 0,08% und 0,1% (X80MN16-0.08P bzw. X80MN16- 0.10P) beim Warmband und beim Kaltband eine sehr gute Schweißeignung festgestellt werden, d.h. als Bruchart wurden bei allen Proben Ausknöpfungsbrüche erreicht.
In Tabelle 4 sind die Ergebnisse einer Untersuchung der
Schweißeignung der Stähle der chemischen Zusammensetzungen X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6-0.03P, X80Mnl6- 0.08P und X80Mnl6-0.1OP angegeben:
Tabelle 4 - Untersuchun der Schweißeignung -
Gemäß Tabelle 4 wird bei allen Stahlbändern ein Schweißbe- reich deltal von mindestens 1,1 kA festgestellt, welcher die für eine gute Schweißeignung notwendigen 1,0 kA überschreitet.
In Fig. 1 ist die mittlere Korngröße der in Tabelle 3 genann- ten Aluminiumnitrid-armen Kaltband-Stahlbänder mit den chemischen Zusammensetzungen X80Mnl6-0.01P, X80Mnl6-0.03P, X80Mnl6-0.08P und X80Mnl6-0.1OP in Abhängigkeit von der Glühtemperatur beim Kaltbandprozess dargestellt. Den hier dargestellten Kaltband-Produkten lag eine Endwalztemperatur von 9000C im Warmbandprozess zugrunde. Dem Schaubild ist zu entnehmen, dass die Stahlbänder X80Mnl6-0.01P und X80Mnl6-0.03P bei Glühtemperaturen von etwa 9200C mittlere Korngrößen über 15 μm erreichen. Die phosphorreicheren Stahlbänder der chemischen Zusammensetzungen X80Mnl6-0.08P und X80Mnl6-0.1OP er- reichten bei vergleichbaren Glühtemperaturen noch größere mittlere Korngrößen. Die mittleren Korngrößen wurden durch lichtmikroskopische Untersuchungen an Schliffbildern bestimmt .
Fig. 2 zeigt ein Schaubild, in welchem die Kaltverfestigung n (hier der niO/2o-Wert) der oben genannten Stahlbänder, die auch als Verfestigungsexponent bezeichnet wird, gegenüber der senkrechten Anisotropie (ro/is-, r45/15-, und r90/is-Wert) dargestellt ist. Der n-Wert wurde gemäß der Norm ISO 10275, Ausga- be 2006-07 ermittelt, die hiermit durch Bezugnahme in den Of-
fenbarungsgehalt dieser Schrift aufgenommen wird. Die senkrechte Anisotropie ist gemäß der Norm ISO 10113, Ausgabe 2006-09 definiert, die hiermit durch Bezugnahme in den Offenbarungsgehalt dieser Schrift aufgenommen wird. Da die mecha- nischen Eigenschaften eine größere Streuung als die in Fig. 1 dargestellte mittlere Korngröße aufweist, wurden mehrere Proben der genannten Stahlbänder untersucht. Je höher der ro/i5-, r45/i5-, und r90/i5-Wert, desto besser ist die Tiefziehbarkeit des Materials. Ein hoher n-Wert begünstigt insbesondere die Streckziehbarkeit . Dem Schaubild ist zu entnehmen, dass nio/2o-Werte oberhalb von 0,5 bei einem ro/i5-, r45/i5-, und r90/i5-Wert im Bereich von 0,6 bis 1,5 erreichbar sind. Die phosphorreichen Stahlbänder der chemischen Zusammensetzungen X80Mnl6-0.08P und X80Mnl6-0.1OP erreichen etwas höhere n- Werte als die Stahlbänder der chemischen Zusammensetzungen
X80Mnl6-0.01P und X80Mnl6 - 0.03P . Somit weisen die erfindungsgemäßen Stahlbänder eine gute Kaltumformbarkeit auf, was insbesondere für die Weiterverarbeitung in Streck- und Tiefziehprozessen wichtig ist.
Nach den Zugbeanspruchungen an den erfindungsgemäßen Stahl- Produkten konnten verschiedene Verformungsmechanismen nachgewiesen werden. Charakteristisch war das Auftreten verschiedener Typen von Zwillingsbildung. Dabei stellte sich heraus, dass in den zugbeanspruchten Proben der erfindungsgemäßen
Stähle sehr viele und feine Mikro- und Nanozwillinge vorhanden sind, deren mittlere Dicke beispielsweise kleiner als 30 nm war und z.B. im Bereich zwischen 5 und 25 nm, insbesondere 10 und 20 nm, lag. Beispielsweise wurden am kaltgewalzten Produkt X80Mnl6-0.03P ein Wert von 17 nm für die mittlere Dicke der Mikro- und Nanozwillinge ermittelt. Das Vorhandensein dieser kleinen Mikrozwillinge, insbesondere der Nanozwillinge, kann die hohen Bruchdehnungswerte erklären, da es - eher als die übliche Zwillingsbildung - zu einer zunehmenden Be- hinderung der Versetzungsbewegung und einer Zunahme von Versetzungsquellen führt.
Die Figuren 3A-C zeigen schematische Darstellungen von Gefügestrukturen, die bei elektronenstrahlmikroskopischen Untersuchungen an umgeformten Proben der erfindungsgemäßen Stähle beobachtet werden. Fig. 3A zeigt ein in eine Richtung akti- viertes System mit konventioneller Zwillingsbildung, wobei die Linien 1 die Spiegellinien der Zwillinge darstellen.
Fig. 3B zeigt ein in eine Richtung aktiviertes System mit Mikro- bzw. Nanozwillingen 2. Die Mikro- bzw. Nanozwillinge 2 sind lattenförmig und häufig in größerer Anzahl nebeneinanderliegend angeordnet. Die Lattendicke wird als Dicke d der Mikro- bzw. Nanozwillinge 2 bezeichnet und ist typischerweise wesentlich kleiner als die Dicke üblicher Zwillinge.
Fig. 3C zeigt ein in zwei Richtungen aktiviertes System mit
Mikro- bzw. Nanozwillingen 2. Es ist erkennbar, dass in beide Richtungen verlaufende Mikro- bzw. Nanozwillinge 2 auftreten.
Fig. 4 zeigt eine elektronenmikroskopische Aufnahme eines er- findungsgemäßen Stahlgefüges nach einer Umformung oder Zugbeanspruchung. Es ist eine große Anzahl lattenförmiger Mikro- und Nanozwillinge im Hellfeld erkennbar. .
Fig. 5 zeigt einen Mikroschliff der Schweißlinse eines erfin-' dungsgemäßen Stahlgefüges nach einer Schweißung. Verwendet wurden X80Mnl6-0.1OP Proben. Es ist zu erkennen, dass die Grundhärte sowie die maximale Härte in den Wärmeeinflusszonen und die Härte in der Schweißlinse gut übereinstimmen und nur geringe Abweichungen aufweisen. Diese Abweichungen liegen im Bereich der Messtoleranz. Man erkennt des weiteren, dass keinerlei Risse als auch kein Martensit im Gefüge vorhanden ist.
Ferner stellte sich bei den TEM-Gefügeuntersuchungen heraus, dass Anteile von ε-Martensit und möglicherweise auch α1 -Martensit im Gefüge der Endprodukte vorhanden sein können. Es muss also keine 100%-ige Austenitphase im Endprodukt vorliegen, obwohl bevorzugt eine 100%-ige Austenitphase vorlie-
gen sollte. Messungen am kaltgewalzten Produkt X80Mnl6-0.03P ergaben z.B. etwa 3% ε-Martensit und 1% α1 -Martensit . Da α'-Martensit die Zugfestigkeit erhöht, ist denkbar, dass die hohen Zugfestigkeitswerte, die insbesondere auch noch bei ho- hen Korngrößen aufrecht erhalten werden, möglicherweise auch durch den (allerdings relativ geringen) α ' -Martensitanteil im Endprodukt günstig beeinflusst werden.
Der n-Wert wird maßgeblich durch die chemische Zusammenset- zung vorgegeben. D.h., die durch Verformung erzielbare Festigkeit des Endproduktes hängt davon ab, wie leicht sich Versetzungen in dem Kristall fortbewegen können. Im fcc- Kristallgitter ist die Festkörperlöslichkeit von C und N größer als im bcc-Kristallgitter . Hier wird, wie bereits ange- sprochen, die durch Festkörperlösung von C und P bewirkte Erhöhung der Zugfestigkeit ausgenutzt, wobei bei kürzlich durchgeführten Untersuchungen Zugfestigkeitswerte von 1100 MPa bei einer extrem hohen Bruchdehnung von 95% gemessen werden konnten. Die durch Festkörperlösung der genannten Elemen- te erreichte Härtung ermöglicht es, den n-Wert beträchtlich zu erhöhen. Im Ergebnis werden die höchsten bislang berichteten Produktwerte aus Zugfestigkeit und Bruchdehnung erreicht. Dies wird besonders auf die Verwendung von hohen Phosphor- Konzentrationen und der damit verbundenen Festigkeitssteige- rung - insbesondere bei relativ großen mittleren Korngrößen - zurückgeführt .
Das Warmband oder Kaltband wird bei der Weiterverarbeitung in Stahlbleche geschnitten, die z.B. in der Kraftfahrzeugtechnik zur Herstellung von Karosserieteilen eingesetzt werden. Weiters kann der erfindungsgemäße Stahl auch in Schienen, Weichen insbesondere Weichenherzen, Stabmaterial, Rohren, Hohlprofilen oder hochfesten Drähten Anwendung finden.
Die Stahlbleche werden durch Umformprozesse wie beispielsweise Tiefziehen in die gewünschte Form gebracht und dann in die Endprodukte (z.B. Karosserieteil) weiterverarbeitet. Beim Um-
formprozess werden zumindest Teilabschnitte der Stahlbleche einer mechanischen Beanspruchung (üblicherweise Zugbeanspruchung) ausgesetzt, so dass in diesen Bereichen die oben beschriebenen Verformungsmechanismen wirksam werden. Insbesondere kommt es in den umgeformten Bereichen zu der beschriebenen Bildung von vielen, dünnen Mikro- und Nanozwillingen, die das Umformverhalten günstig beeinflussen und am (umgeformten) Stahlblech nachweisbar sind.