WO2012156428A1 - Hochfestes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

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WO2012156428A1 PCT/EP2012/059076 EP2012059076W WO2012156428A1 WO 2012156428 A1 WO2012156428 A1 WO 2012156428A1 EP 2012059076 W EP2012059076 W EP 2012059076W WO 2012156428 A1 WO2012156428 A1 WO 2012156428A1
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flat
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PCT/EP2012/059076
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Jens-Ulrik Becker
Jian Bian
Thomas Heller
Rudolf Schönenberg
Richard G. THIESSEN
Sabine Zeizinger
Thomas Rieger
Oliver Bülters
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Thyssenkrupp Steel Europe Ag
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    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the invention relates to a high-strength flat steel product and a method for producing such
  • the invention relates to a with a
  • Sheet metal blanks like blanks meant.
  • Alloy components regularly to corrosion and are therefore typically covered with a metallic protective layer, the respective steel substrate against a
  • metallic protective layer known. These include hot dip coating, in technical language as well
  • Melting bath which is also an elevated temperature has to keep the coating material molten.
  • This step requires a perfectly clean surface, which can be guaranteed in practice only by a to be carried out before the electrolytic coating pickling.
  • EP 2 267 176 A1 discloses a method for producing a high-strength cold-rolled strip provided with a metallic protective coating applied by hot-dip coating, comprising the following working steps:
  • the cold strip is then held for at least 10 s at a temperature which corresponds at least to the respective Ac3 temperature
  • Cooling rate of at least 20 ° C / s is cooled to a temperature 100-200 ° C below the martensite starting temperature of each
  • the cold strip for 1 to 600 s is heated to a 300 - 600 ° C temperature.
  • the steel strip is dip-coated.
  • the metallic coating applied in this case should preferably be a zinc coating.
  • Properties such as a tensile strength of at least 1200 MPa, an elongation of at least 13% and a hole expansion of at least 50%.
  • the cold-rolled strip processed in the manner described above should consist of a steel which, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight)
  • the steel should have a microstructure comprising (in area%) up to 10% ferrite, up to 10% martensite and 60-95% tempered martensite, and additionally 5-20% residual austenite, as determined by X-ray diffraction ,
  • the steel (in weight%) can be 0.005 - 2.00% Cr, 0.005 - 2.00% Mo, 0.005 - 2.00% V, 0.005 - 2.00% Ni and 0.005 - 2.00% Cu and 0.01-0.20% Ti,
  • Nb 0.01-0.20%
  • B 0.0002-0.005%
  • Ca 0.001-0.005%
  • rare earths 0.01-0.20%
  • the object of the invention was to provide a low-cost producible high-strength flat steel product which further optimized mechanical
  • the solution according to the invention of the abovementioned object consists in that during the production of a flat steel product according to the invention at least the working steps mentioned in claim 6 be completed.
  • An inventive flat steel product which is optionally provided with a metallic protective layer applied by hot-dip galvanizing, has a tensile strength R m of at least 1200 MPa.
  • an inventive flat steel product is characterized by regular
  • Sheet thickness 100 ° - 180 ° (determined according to
  • Si 0.1-2.5%
  • n 1.0-3.5%
  • Al up to 2.5%
  • Essential for the superior mechanical properties of the flat steel product according to the invention is that it has a structure with (in area%) less than 5% ferrite, less than 10% bainite, 5-70% unanbergem
  • tempered martensite At least 99% of the number of iron carbides contained in tempered martensite has a size of less than 500 nm.
  • phase fractions of unstained and tempered martensite, of bainite and of ferrite are determined in the usual way in accordance with ISO 9042 (optical assessment).
  • the retained austenite can additionally by means of
  • Over-tempered martensite is characterized in that more than 1% number of carbide grains (iron carbides) are more than 500 nm in size.
  • Overlabelled martensite can, for example, in the scanning electron microscope
  • Martensite receives a flat steel product according to the invention optimum mechanical properties, which have a favorable effect in particular with regard to its bending properties, which are characterized by the high bending angle of 100 ° to 180 °.
  • the Si content in the steel of the flat steel product according to the invention should be less than 2.5% by weight. Silicon is important for suppressing cementite formation. The formation of cementite would break the C as a carbide and would then no longer be available for the stabilization of the retained austenite. In addition, the stretching would be less than 2.5% by weight. Silicon is important for suppressing cementite formation. The formation of cementite would break the C as a carbide and would then no longer be available for the stabilization of the retained austenite. In addition, the stretching would
  • Aluminum can be achieved. However, one should always be
  • Aluminum is in the steel of an invention
  • Al can also be used for the suppression of cementite and does not have such a negative effect on the surface properties as high contents of Si.
  • Al is not as effective as Si and also increases the austenitizing temperature. Therefore, the Al content of a flat steel product according to the invention is limited to a maximum of 2.5% by weight and preferably to values of between 0.01 and 1.5% by weight.
  • Phosphorus is unfavorable to weldability and should therefore be present in the steel of a flat steel product of the present invention at levels less than 0.02% by weight.
  • nitrogen in the steel of a flat steel product according to the invention has a detrimental effect on the formability.
  • the N content of a The flat steel product according to the invention should therefore be less than 0.02% by weight.
  • Chromium is an effective inhibitor of perlite, contributes to the strength and therefore may be added up to 0.5% by weight to the steel of a flat steel product according to the invention. Above 0.5% by weight, there is a risk of pronounced grain boundary oxidation. To be able to use the positive influence of Cr safely, the
  • molybdenum is also a very effective element for suppressing perlite formation.
  • the steel of a According to the invention flat steel product 0.1 to 0.3 wt .-% are alloyed.
  • Calcium in contents of up to 0.01% by weight is used in the steel of a steel flat product according to the invention for setting sulfur and for inclusion modification.
  • the carbon equivalent CE is an important parameter for the description of weldability. It should be in the range of 0.35 to 1.2 in the case of the steel of a flat steel product according to the invention, in particular 0.5 to 1.0.
  • a S American elding Society
  • Dl .1 / Dl. IM 2006, Structural Welding Code - Steel. Section 3.5.2. (Table 3.2). pp. 58 and 66, published formula used:
  • CE % C + (% Mn +% Si) / 6+ (% Cr +% Mo +% V) / 5 + (% Ni +% Cu) / 15, with% C: C content of the steel,
  • Hot dip coated metallic protective cover provided flat steel product includes the following
  • C 0.10-0.50%, Si: 0.1-2.5%, Mn: 1.0-3.5%, Al: up to 2.5%, P: up to 0.020%, S: up to 0.003%, N: up to 0.02%, and optionally one or more of the elements "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B and Ca "in the following contents: Cr: 0.1-0.5%, Mo: 0.1-0.3%, V: 0.01-0.1%, Ti: 0.001-0.15%, Nb: 0.02 - 0.05%, where for the sum
  • Z (V, Ti, Nb) of the contents of V, Ti and Nb is ⁇ (V, Ti, Nb) ⁇ 0.2%, B: 0.0005 - 0.005%, Ca: up to 0.01%.
  • the provided flat steel product may be
  • the heating to the austenitizing temperature T H z can occur in two uninterrupted successive stages with different heating rates
  • the carbides are already dissolved targeted below the A cl -Temperature to take advantage of the faster diffusion in ferrite compared to the slower diffusion in the austenite. Thus, the dissolved atoms can be distributed more uniformly in the material as a result of a lower heating rate ⁇ ⁇ 2.
  • Austenite transformation ie between A ci and A C 3, low. This contributes to a homogeneous starting structure before the Quenching and thus evenly distributed
  • the heating rate ⁇ ⁇ ⁇ of the first stage can be 5 - 25 ° C / s and the
  • Austenitizing t H z held from 20 to 180 s.
  • the annealing temperature in the holding zone should be above the A c3 temperature to a complete
  • the Ao3 temperature of the respective steel is
  • the steel sheet After annealing at temperatures above A c3 , the steel sheet is cooled to a cooling stop temperature T Q greater than the martensite stop temperature T Mf and less than the martensite start temperature T Ms (T Mf ⁇ T Q ⁇ T Ms ) at a cooling rate.
  • the cooling to the cooling stop temperature T Q is carried out according to the invention with the proviso that the
  • the cooling rate is in the
  • Martensite start temperature (T MS ) is cooled and the holding time t Q over which the flat steel product is maintained at the cooling stop temperature after the accelerated cooling.
  • T MS Martensite start temperature
  • t Q a span of 10 to 60 seconds, in particular 12 to 40 seconds, is provided for the hold time t Q.
  • thermal homogenization takes place parallel to the martensitic transformation.
  • next Seconds are pinned by C-diffusion dislocations and finest precipitates appear.
  • an extension of the holding time initially causes an increase in martensite and thus the yield strength.
  • the martensite start temperature T MS can be determined by means of the
  • the martensite stop temperature T Mf can be determined in practice by means of the equation
  • Tt4f ⁇ MS 272 C are calculated. This equation is based on the Koistinen-Marburger equation (see DP Koistinen, RE Marburger, Acta Metall.7 (1959), p
  • the cooling stop temperature T Q is at least 200 ° C.
  • the steel flat product After cooling and holding the steel flat product at the cooling stop temperature T Q , the steel flat product is from a cooling stop temperature T Q with a
  • the heating can make a contribution x Dr to a diffusion length x D explained below.
  • Holding period t Pi is in particular up to 200 s, with holding periods t P i of less than 10 s especially
  • the partitioning can already during the heating as a so-called “Ramped Partitioning", carried out by the hold after heating in the
  • predetermined total partitioning time t PT which is composed of the time t PR of the ramped partitioning and the time of the isothermal partitioning t P i, and partitioning temperature T P selectively suppressed.
  • diffusion length x D the so-called “diffusion length x D” is used. Based on the diffusion length x D can
  • the proportions x Dr or x D i can also be "0", as a result of the invention
  • T partitioning temperature T P in Kelvin
  • Diffusion length x Dr uses a numerical approximation: where At Pr , j is the time step between two calculations given in seconds and D j is the current one
  • Diffusion coefficient D calculated as above, at the time of the respective time step are.
  • the time step At Pr , j for example, it is assumed that 1 second has passed between two calculations
  • Partitioning temperature T P is done so quickly that during the heating no significant redistribution of
  • the inventive method provides optimality
  • Yield ratio can be influenced. If e.g.
  • the yield ratio is a measure of the
  • a relatively low yield ratio of about 0.50 has a positive effect on the tensile elongation, but is unfavorable for the
  • the steel flat product is cooled from the partitioning temperature T P starting at a cooling rate of -3 ° C / s to -25 ° C / s, in particular -5 ° C / s to -15 ° C / s.
  • Zinc coating are provided.
  • other metallic coatings which can be applied by hot-dip coating to the respective flat steel product such as ZnAl, ZnMg or comparable protective coatings, are also possible.
  • the product produced according to the invention has a structure which (data in each case in area%) 25 to 80% tempered martensite (martensite from the first
  • Cooling step 5 to 70% unannealed, new martensite (martensite from the second cooling step), 5 to 30% retained austenite, less than 10% bainite (0% included) and less than 5% ferrite (0%
  • Ferrite is a structural component that is used in the
  • Steel flat product produced according to the invention undesirable and should always be less than 5 area%.
  • Bainite During the phase transformation from austenite to bainite, a part of the material dissolved in the material collects.
  • Austenite-bainite another part is incorporated into the bainite during bainite transformation.
  • a smaller part of the carbon is available for accumulation in the retained austenite than in the case of bainite formation
  • the bainite content must be kept as low as possible.
  • the bainite content should be limited to a maximum of 10 area%. However, more favorable properties occur with even lower bainite contents of less than 5 area%. Ideally, the formation of bainite can be completely avoided, ie the bainite content can be reduced to 0% by area.
  • Decaffeinated martensite The tempered martensite, as the pre-partitioning martensite, is the source of the carbon that is released during the martensite
  • Partitioning treatment in the retained austenite diffused and stabilized In order to provide enough carbon, the proportion of tempered martensite should be at least 25% by area. However, it should not exceed 80 area%, so that after the first cooling, portions of at least 20 area% retained austenite can be adjusted. The proportion of retained austenite present after the first cooling is the basis for the formation of the retained austenite
  • Unbacked martensite Martensite, as a hard structural ingredient, contributes significantly to the strength of the material. In order to achieve high strength values, the proportion of unreinforced martensite should not be 5 area%, that of tempered martensite should not be 25 area%
  • Retained austenite retained austenite contributes to the improvement of the elongation properties.
  • the proportion should be at least 5 area% in order to ensure sufficient elongation of the material.
  • the residual austenite content exceeds 30% by area, this means that little martensite is available to increase strength.
  • Steel flat product according to the invention has at the same time a high bending angle ⁇ of 100 to 180 ° (at
  • Bending mandrel radius 2.0 * sheet thickness in accordance with DIN EN 7438) and very good values for the hole expansion ⁇ of 50 to 120% (according to ISO-TS 16630).
  • high strength and good forming properties are paired with each other.
  • FIG. 1 shows a variant of the invention
  • the samples have passed through the process steps prescribed according to the invention and shown in FIG. 1 with the process parameters specified in 'Table 2.
  • the process parameters are between
  • Time steps of 1 s are used as a basis.
  • tempered martensite, bainite and ferrite have been determined according to ISO 9042 (optical assessment).
  • the retained austenite has additionally been determined by X-ray diffractometry with an accuracy of +/- 1 area%. As traces "Sp.” shares of less than 5 area% have been designated.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt, das eine Zugfestigkeit (Rm) von mindestens 1200 MPa besitzt und aus einem Stahl besteht, der neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,10 - 0,50 %, Si: 0,1 - 2,5 %, Mn: 1,0 - 3,5 %, AI: bis zu 2,5 %, P: bis zu 0,020 %, S: bis zu 0,003 %, N: bis zu 0,02 %, sowie optional eines oder mehrere der Elemente "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" in folgenden Gehalten: Cr: 0,1 - 0,5 %, Mo: 0,1 - 0,3 %, V: 0,01 - 0,1 %, Ti: 0,001 - 0,15 %, Nb: 0,02 - 0,05 %, wobei für die Summe Σ(V,Ti,Nb) der Gehalte an V, Ti und Nb gilt Σ(V,Ti,Nb) ≤ 0,2 %, B: 0,0005 - 0,005 %, Ca: bis zu 0,01 % enthält, und ein Gefüge mit (in Flächen-%) weniger als 5 % Ferrit, weniger als 10 % Bainit, 5 - 70 % unangelassenem Martensit, 5 - 30 % Restaustenit und 25 - 80 % angelassenem Martensit aufweist, wobei mindestens 99 % der im angelassenen Martensit enthaltenen Eisenkarbide eine Größe von weniger als 500 nm aufweisen. Aufgrund seines minimierten Anteils an überangelassenen Martensit weist das Stahlflachprodukt eine optimierte Verformbarkeit auf. Das erfindungsgemäße Verfahren sieht dabei eine Wärmebehandlung vor, mit der das für diese Eigenschaft optimale Gefüge gezielt erzeugt werden kann.

Description

Hochfestes Stahlflachprodukt und
Verfahren zu dessen Herstellung
Die Erfindung betrifft ein hochfestes Stahlflachprodukt und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen
Stahlflachprodukts .
Insbesondere betrifft die Erfindung ein mit einer
metallischen Schutzschicht versehenes hochfestes
Stahlflachprodukt und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Produkts.
Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, sind damit Stahlbänder, -bleche oder daraus gewonnene
Blechzuschnitte, wie Platinen gemeint.
Sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt, sind im
vorliegenden Text und in den Ansprüchen die Gehalte an bestimmten Legierungselementen jeweils in Gew.-% und die Anteile an bestimmten Gefügebestandteilen in Flächen-% angegeben.
Wenn nachfolgend Abkühl- oder Erwärmungsgeschwindigkeiten oder -raten genannt sind, dann sind
Abkühlgeschwindigkeiten negativ angegeben, weil sie zu einer Temperaturabnahme führen. Dementsprechend weisen Abkühlraten bei einer schnellen Abkühlung einen
niedrigeren Wert auf als bei einer langsameren Abkühlung. Die zu einer Temperaturzunahme führenden
Erwärmungsgeschwindigkeiten sind dagegen positiv
angegeben .
Hochfeste Stähle neigen aufgrund ihrer
Legierungsbestandteile regelmäßig zu Korrosion und werden daher typischerweise mit einer metallischen Schutzschicht belegt, die das jeweilige Stahlsubstrat gegen einen
Kontakt mit dem Umgebungssauerstoff schützt. Es sind verschiedene Verfahren zum Auftrag einer solchen
metallischen Schutzschicht bekannt. Dazu zählen das Schmelztauchbeschichten, in der Fachsprache auch
" Feuerbeschichten" genannt, sowie das elektrolytische Beschichten .
Während beim elektrolytischen Beschichten das
Beschichtungsmetall elektro-chemisch auf dem zu
beschichtenden, im Prozess allenfalls geringfügig erwärmten Stahlflachprodukt abgeschieden wird, werden beim Schmelztauchbeschichten die zu beschichtenden
Produkte vor dem Eintauchen in das jeweilige Schmelzenbad einer Wärmebehandlung unterzogen. Dabei wird das
jeweilige Stahlflachprodukt unter einer bestimmten
Atmosphäre auf hohe Temperaturen erwärmt, um das
gewünschte Gefüge einzustellen und einen für die Haftung des metallischen Überzugs optimalen Oberflächenzustand des jeweiligen Stahlflachprodukts herzustellen.
Anschließend durchläuft das Stahlflachprodukt das
Schmelzenbad, das ebenfalls eine erhöhte Temperatur aufweist, um den Beschichtungswerkstoff schmelzflüssig zu halten .
Die notwendigerweise hohen Temperaturen bedingen bei durch Schmelztauchbeschichten mit einer metallischen Schutzschicht versehenen Stahlflachprodukten eine
Obergrenze der Festigkeit von 1000 MPa.
Stahlflachprodukte mit einer noch höheren Festigkeit lassen sich in der Regel nicht feuerbeschichten, da sie in Folge der damit einhergehenden Erwärmung in Folge von Anlasseffekten erhebliche Festigkeitsverluste erleiden. Hochfeste Stahlflachprodukte werden daher derzeit regelmäßig elektrolytisch mit einer metallischen
Schutzschicht versehen. Dieser Arbeitsschritt setzt eine einwandfrei saubere Oberfläche voraus, die in der Praxis nur durch ein vor dem elektrolytischen Beschichten durchzuführendes Beizen gewährleistet werden kann.
Aus der EP 2 267 176 AI ist ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, mit einem durch Schmelztauchbeschichten aufgetragenen metallischen Schutzüberzug versehenen Kaltbands bekannt, das folgende Arbeitsschritte umfasst:
- Warmwalzen eines Warmbands aus einer Bramme,
- Kaltwalzen des Warmbands zu einem Kaltband,
- Wärmebehandeln des Kaltbands, wobei im Zuge dieser
Wärmebehandlung
- das Kaltband mit einer mittleren
Erwärmungsgeschwindigkeit von maximal 2 °C/s von einer Temperatur, die um 50 °C niedriger ist als die Ac3-Temperatur des Stahls, aus dem das Kaltband besteht, auf die jeweilige Ac3-Temperatur erwärmt wird,
- das Kaltband anschließend für mindestens 10 s auf einer Temperatur gehalten wird, die mindestens der jeweiligen Ac3-Temperatur entspricht,
- daraufhin das Kaltband mit einer mittleren
Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 20 °C/s auf eine Temperatur abgekühlt wird, die 100 - 200 °C unterhalb der Martensitstarttemperatur des jeweils
verarbeiteten Stahls liegt, und
- schließlich das Kaltband für 1 bis 600 s auf eine 300 - 600 °C betragende Temperatur erwärmt wird.
Abschließend wird das Stahlband schmelztauchbeschichtet . Bei der dabei aufgetragenen metallischen Beschichtung soll es sich vorzugsweise um eine Zink-Beschichtung handeln. Im Ergebnis soll auf diesem Wege ein Kaltband erhalten werden, das optimierte mechanische
Eigenschaften, wie eine Zugfestigkeit von mindestens 1200 MPa, eine Dehnung von mindestens 13 % und eine Lochaufweitung von mindestens 50 %, besitzt.
Das in der voranstehend beschriebenen Weise verarbeitete Kaltband soll aus einem Stahl bestehen, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.- %)
0,05 - 0,5 % C, 0,01 - 2,5 % Si, 0,5 - 3,5 % Mn,
0,003 - 0,100 % P, bis zu 0,02 % S und 0,010 - 0,5 % AI enthält. Gleichzeitig soll der Stahl eine Mikrostruktur aufweisen, welche (in Flächen- %) bis zu 10 % aus Ferrit, bis zu 10 % aus Martensit und 60 - 95 % angelassenen Martensit und darüber hinaus 5 - 20 % Restaustenit aufweist, der durch Röntgenstrahlbeugung ermittelt wird. Darüber hinaus kann der Stahl (in Gew.- %) 0,005 - 2,00 % Cr, 0,005 - 2,00 % Mo, 0,005 - 2,00 % V, 0,005 - 2,00 % Ni und 0,005 - 2,00 % Cu sowie 0,01 - 0,20 % Ti,
0,01 - 0,20 % Nb, 0,0002 - 0,005 % B, 0,001 - 0,005 % Ca und 0,001 - 0,005 % an Seltenen Erden enthalten.
Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein kostengünstig herstellbares hochfestes Stahlflachprodukt anzugeben, das weiter optimierte mechanische
Eigenschaften besitzt, die sich insbesondere in einem sehr guten Biegeverhalten ausdrücken.
Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts angegeben werden. Insbesondere sollte sich dieses Verfahren in einen Prozess zur
Schmelztauchbeschichtung von Stahlflachprodukten
einbinden lassen.
Diese Aufgabe ist in Bezug auf das Stahlflachprodukt erfindungsgemäß dadurch gelöst worden, dass ein solches Produkt die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale aufweist.
In Bezug auf das Verfahren besteht die erfindungsgemäße Lösung der oben genannten Aufgabe darin, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens die in Anspruch 6 genannten Arbeitsschritte absolviert werden. Um eine Einbindung des
erfindungsgemäßen Verfahrens in einen Prozess zur
Schmelztauchbeschichtung zu ermöglichen, können dabei optional zusätzlich die in Anspruch 7 angegebenen
Arbeitsschritte durchgeführt werden.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen
erläutert .
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt, das optional mit einer durch Feuerverzinken aufgebrachten metallischen Schutzschicht versehen ist, besitzt eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 1200 MPa . Darüber hinaus zeichnet sich ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt regelmäßig durch
- eine Dehngrenze Rpo,2 von 600 - 1400 MPa,
- ein Streckgrenzenverhältnis Rp/Rm von 0,40 - 0,95,
- eine Dehnung A50 von 10 - 30 %,
- ein Produkt Rm* 5o aus Zugfestigkeit Rm und Dehnung A50 von 15.000 - 35.000 MPa*%,
- eine Lochauf eitung von λ: 50 - 120 %
(λ= (df-d0) /d0 in [%] mit df = Lochdurchmesser nach der Aufweitung und dO = Lochdurchmesser vor der Aufweitung) und
- einen Bereich für den zulässigen Biegewinkel α (nach Rückfederung bei einem Biegedornradius = 2 x
Blechdicke) von 100° - 180° (ermittelbar gemäß
DIN EN 7438) aus . Hierzu besteht ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,10 - 0,50 %,
Si: 0,1 - 2,5 %, n : 1,0 - 3,5 %, AI: bis zu 2,5 %,
P: bis zu 0,020 %, S: bis zu 0,003 %, N: bis zu 0,02 %, und optional eines oder mehrere der Elemente "Cr, Mo, V,
Ti, Nb, B und Ca" in folgenden Gehalten enthält:
Cr: 0,1 - 0,5 %, Mo: 0,1 - 0,3 %, V: 0,01 - 0,1 %,
Ti: 0,001 - 0,15 %, Nb: 0,02 - 0,05 %, wobei für die
Summe Σ (V, Ti, b) der Gehalte an V, Ti und Nb gilt
Z(V,Ti,Nb) höchstens gleich 0,2 %, B: 0,0005 - 0,005 %,
Ca: bis zu 0,01 %.
Wesentlich für die überlegenen mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes ist dabei, dass es ein Gefüge mit (in Flächen-%) weniger als 5 % Ferrit, weniger als 10 % Bainit, 5 - 70 % unangelassenem
Martensit, 5 - 30 % Restaustenit und 25 - 80 %
angelassenem Martensit aufweist. Dabei haben mindestens 99 % der Anzahl der im angelassenen Martensit enthaltenen Eisenkarbide eine Größe von weniger als 500 nm.
Die Phasenanteile von unangelassenem und angelassenem Martensit, von Bainit und von Ferrit werden dabei in üblicher Weise gemäß ISO 9042 (optische Beurteilung) bestimmt. Der Restaustenit kann zusätzlich mittels
Röntgen-Diffraktometrie mit einer Genauigkeit von
+/- 1 Flächen-% bestimmt werden.
Demzufolge ist in einem erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt der Gehalt an so genanntem "überangelassenem Martensit" auf ein Minimum reduziert. Überangelassener Martensit ist dadurch gekennzeichnet, dass mehr als 1 % Anzahl der Karbidkörner (Eisenkarbide) mehr als 500 nm groß sind. Überangelassener Martensit kann beispielsweise im Rasterelektronenmikroskop
festgestellt werden, bei 20.000-facher Vergrößerung, an Stahlproben, die mit 3 %-iger Salpetersäure geätzt wurden. Durch die Vermeidung von überangelassenem
Martensit erhält ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt optimale mechanische Eigenschaften, die sich insbesondere im Hinblick auf seine Biegeeigenschaften, die durch den hohen Biegewinkel von 100° bis 180° gekennzeichnet sind, günstig auswirken.
Der C-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts ist auf Werte zwischen 0,10 und 0,50 Gew.-% begrenzt. Kohlenstoff beeinflusst ein
erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt in vielerlei
Hinsicht. Zuerst spielt C eine große Rolle bei der
Bildung des Äustenits und der Absenkung der
Ac3-Temperatur . So ermöglicht eine ausreichende
Konzentration an C eine vollständige Austenitisierung bei Temperaturen ^ 960 °C auch dann noch, wenn gleichzeitig Elemente, wie AI, vorhanden sind, die die Ac3-Temperatur erhöhen. Beim Abschrecken wird zudem der Restaustenit durch die Anwesenheit von C stabilisiert. Dieser Effekt setzt sich während des Partitioning-Schritts fort. Ein stabiler Restaustenit führt zu einem maximalen
Dehnungsbereich, in welchem sich die Wirkung des TRIP- Effekts (TRansformation Induced Plasticity) bemerkbar macht. Des Weiteren wird die Festigkeit des Martensits am stärksten vom jeweiligen C-Gehalt beeinflusst. Zu hohe Gehalte an C führen zu einer so starken Verschiebung der Martensitstarttemperatur zu immer tieferen Temperaturen, dass die Erzeugung des erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts übermäßig erschwert wird. Darüber hinaus kann durch zu hohe C-Gehalte die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden.
Um eine gute Oberflächenqualität eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu gewährleisten, soll der Si-Gehalt im Stahl des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts weniger als 2,5 Gew.-% betragen. Silizium ist aber wichtig für die Unterdrückung der Zementitbildung . Durch Bildung von Zementit würde der C als Carbid abgebunden und stünde dann nicht mehr für die Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung. Darüber hinaus würde die Dehnung
verschlechtert. Die durch die Zugabe von Si erzielte Wirkung kann teilweise auch durch Zulegieren von
Aluminium erreicht werden. Jedoch sollte stets ein
Minimum von 0,1 Gew.-% Si im erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt vorhanden sein, um dessen positive Wirkung zu nutzen.
Mangan-Gehalte von 1,0 - 3,5 Gew.-%, insbesondere bis zu 3,0 Gew.-%, sind wichtig für die Härtbarkeit des
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und die Vermeidung der Perlit-Bildung während der Abkühlung. Diese
Eigenschaften ermöglichen die Bildung eines
Ausgangsgefüges, das aus Martensit und Restaustenit besteht und als solches für den erfindungsgemäß
durchgeführten Partitioning-Schritt geeignet ist. Darüber hinaus erweist sich Mangan vorteilhaft im Hinblick auf die Einstellung vergleichbar niedriger Abkühlraten von beispielsweise schneller als -100 K/s. Eine zu hohe Mn- Konzentration hat dagegen einen negativen Einfluss auf die Dehnungseigenschaften und die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts .
Aluminium ist im Stahl eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts in Gehalten von bis zu 2,5 % zur
Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls
vorhandenem Stickstoff vorhanden. Wie erwähnt, kann AI aber auch für die Unterdrückung von Zementit verwendet werden und wirkt sich dabei nicht so negativ auf die Oberflächenbeschaffenheit aus wie hohe Gehalte an Si. AI ist jedoch nicht so wirksam wie Si und erhöht zudem die Austenitisierungstemperatur . Daher ist der Al-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf maximal 2,5 Gew.-% und bevorzugt auf Werte zwischen 0,01 und 1,5 Gew.-% begrenzt.
Phosphor ist ungünstig für die Schweißbarkeit und soll daher im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von weniger als 0,02 Gew.-% vorhanden sein.
Schwefel führt in ausreichender Konzentration zur Bildung von MnS bzw. (Mn,Fe)S, welches sich negativ auf die Dehnung auswirkt. Daher soll der S-Gehalt im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts unterhalb von
0,003 Gew.-% liegen.
Als Nitrid abgebunden wirkt sich Stickstoff im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts schädlich auf die Umformbarkeit aus. Der N-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts soll daher weniger als 0,02 Gew.-% betragen.
Zur Verbesserung bestimmter Eigenschaften können im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" vorhanden sein.
So kann es im Hinblick auf eine Optimierung der
Festigkeit zweckmäßig sein, dem Stahl eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eines oder mehrere der Mikrolegierungselemente V, Ti und Nb zuzugeben. Diese Elemente tragen durch die Bildung sehr fein verteilter Karbide oder Carbonitride zu einer höheren Festigkeit bei. Ein minimaler Ti-Gehalt von 0,001 Gew.-% führt zu einer Einfrierung der Korn- und Phasengrenzen während des Partitioning-Schritts . Eine zu hohe Konzentration an V, Ti und Nb kann sich aber schädlich auf die Stabilisierung des Restaustenits auswirken. Daher ist die Summe der Gehalte an V, Ti und Nb in einem erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt auf 0,2 Gew.-% begrenzt.
Chrom ist ein effektiver Inhibitor des Perlits, trägt zur Festigkeit bei und darf daher bis zu 0,5 Gew.-% dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zulegiert werden. Oberhalb von 0,5 Gew.-% besteht die Gefahr ausgeprägter Korngrenzenoxidation . Um den positiven Einfluss von Cr sicher nutzen zu können, kann der
Cr-Gehalt auf 0,1 - 0,5 Gew.-% festgesetzt werden.
Molybdän ist wie Cr ebenfalls ein sehr wirksames Element zur Unterdrückung der Perlitbildung . Um diesen günstigen Einfluss effektiv zu nutzen, kann dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts 0,1 - 0,3 Gew.-% zulegiert werden.
Bor seigert auf den Korngrenzen und bremst deren
Bewegung. Dies führt bei Gehalten ab 0,0005 Gew.-% zu einem feinkörnigen Gefüge, was sich vorteilhaft auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt. Beim Zulegieren von B muss allerdings genügend Ti für die Abbindung des N vorhanden sein. Bei einem Gehalt von rund 0,005 Gew.-% tritt eine Sättigung des positiven Einflusses von B ein. Daher wird der B-Gehalt auf 0,0005 - 0,005 Gew.-%
festgelegt .
Kalzium in Gehalten von bis zu 0,01 Gew.-% wird im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zum Abbinden von Schwefel und zur Einschlussmodifikation eingesetzt.
Das Kohlenstoff-Äquivalent CE ist ein wichtiger Parameter für die Beschreibung der Schweißbarkeit. Es sollte beim Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts im Bereich von 0,35 - 1,2 liegen, insbesondere 0,5 - 1,0 betragen. Zur Berechnung des Kohlenstoff-Äquivalents CE wird hier eine von der American elding Society (A S) entwickelte und in der Veröffentlichung Dl .1/Dl . IM: 2006, Structural Welding Code — Steel. Section 3.5.2. (Table 3.2). pp . 58 and 66, veröffentlichte Formel verwendet:
CE = %C+ (%Mn+%Si) / 6+ ( %Cr+%Mo+%V) /5+ (%Ni+%Cu) /15, mit %C: C-Gehalt des Stahls,
%Mn: Mn-Gehalt des Stahls,
%Si: Si-Gehalt des Stahls, %Cr: Cr-Gehalt des Stahls,
%Mo: Mo-Gehalt des Stahls,
%V: V-Gehalt des Stahls,
%Ni: Ni-Gehalt des Stahls,
%Cu: Cu-Gehalt des Stahls.
Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, optional mit einem durch
Schmelztauchbeschichten metallischen Schutzüberzug versehenen Stahlflachprodukts, umfasst folgende
Arbeitsschritte :
Es wird ein unbeschichtetes, also noch nicht mit dem jeweiligen Schutzüberzug versehenes Stahlflachprodukt zur Verfügung gestellt, das aus demselben Stahl erzeugt ist, wie das bereits voranstehend erläuterte erfindungsgemäße Stahlflachprodukt. Der Stahl, aus dem das
Stahlflachprodukt besteht, enthält dementsprechend neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,10 - 0,50 %, Si: 0,1 - 2,5 %, Mn: 1,0 - 3,5 %, AI: bis zu 2,5 %, P: bis zu 0,020 %, S: bis zu 0,003 %, N: bis zu 0,02 %, sowie optional eines oder mehrere der Elemente "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" in folgenden Gehalten: Cr: 0,1 - 0,5 %, Mo: 0,1 - 0,3 %, V: 0,01 - 0,1 %, Ti: 0,001 - 0,15 %, Nb: 0,02 - 0,05 %, wobei für die Summe
Z(V,Ti,Nb) der Gehalte an V, Ti und Nb gilt Σ (V, Ti , Nb) < 0,2 %, B: 0,0005 - 0,005 %, Ca: bis zu 0,01 %. Bei dem bereitgestellten Stahlflachprodukt kann es sich
insbesondere um ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt handeln. Jedoch ist es auch denkbar, ein warmgewalztes Stahlflachprodukt in erfindungsgemäßer Weise zu
verarbeiten . Das derart bereitgestellte Stahlflachprodukt wird dann auf eine oberhalb der Ac3-Temperatur des Stahls des
Stahlflachprodukts liegende und höchstens 960 °C
betragende Austenitisierungstemperatur THz mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit von mindestens 3 °C/s
Figure imgf000016_0003
erwärmt. Durch die schnelle Erwärmung wird die
Prozesszeit verkürzt und die Wirtschaftlichkeit des
Verfahrens insgesamt verbessert.
Die Erwärmung auf die Austenitisierungstemperatur THz kann in zwei unterbrechungsfrei aufeinander folgenden Stufen mit unterschiedlichen Erwärmungsgeschwindigkeiten
Figure imgf000016_0002
durchgeführt werden.
Das Aufheizen bei niedrigeren Temperaturen, d. h.
unterhalb von Tw, kann dabei sehr schnell erfolgen, um die Wirtschaftlichkeit des Prozesses zu steigern. Bei höheren Temperaturen beginnt die Auflösung von Karbiden. Hierfür sind niedrigere Aufheizgeschwindigkeiten vorteilhaft,
Figure imgf000016_0001
um eine gleichmäßige Verteilung des Kohlenstoffs und weiterer, möglicher Legierungselemente, wie z. B. Mo oder Cr, zu erreichen. Die Karbide werden gezielt bereits unterhalb der Acl-Temperatur angelöst, um die schnellere Diffusion im Ferrit gegenüber der langsameren Diffusion im Austenit auszunutzen. Somit können sich die gelösten Atome in Folge einer niedrigeren Aufheizgeschwindigkeit ΘΗ2 gleichmäßiger im Werkstoff verteilen.
Um ein möglichst homogenes Material zu erzeugen, ist eine begrenzte Aufheizrate 2 auch während der
Austenitumwandlung, d. h. zwischen Aci und AC3, günstig. Dies trägt zu einem homogenen Ausgangsgefüge vor dem Abschrecken und damit einem gleichmäßig verteilten
Martensit sowie einem feinen Restaustenit nach dem
Abschrecken und letztlich verbesserten mechanischen
Eigenschaften des Stahlflachprodukts bei.
Es hat sich als zweckmäßig erwiesen, bei Temperaturen zwischen 200 - 500 °C die Aufheizgeschwindigkeit zu drosseln. Dabei zeigt sich überraschender Weise, dass selbst Aufheizgeschwindigkeiten von 3 - 10 °C/s noch eingestellt werden können, ohne das angestrebte Ergebnis zu gefährden.
Um die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschaften eines Stahlflachprodukts zu erreichen, kann folglich bei der zweistufigen Erwärmung die Erwärmungsgeschwindigkeit θΗι der ersten Stufe 5 - 25 °C/s und die
Erwärmungsgeschwindigkeit ΘΗ2 der zweiten Stufe 3 - 10 °C, insbesondere 3 - 5 °C/s betragen. Dabei kann das
Stahlflachprodukt mit der ersten
Erwärmungsgeschwindigkeit θΗι auf eine Zwischentemperatur T) von 200 - 500 °C, insbesondere 250 - 500 °C, erwärmt werden und die Erwärmung anschließend mit der zweiten Erwärmungsgeschwindigkeit ΘΗ2 bis zur
Austenitisierungstemperatur THz fortgesetzt werden.
Nachdem die Austenitisierungstemperatur THz erreicht ist, wird das Stahlflachprodukt erfindungsgemäß bei der
Austenitisierungstemperatur THz über eine
Austenitisierungsdauer tHz von 20 - 180 s gehalten. Die Glühtemperatur in der Haltezone soll dabei oberhalb der Ac3-Temperatur liegen, um eine vollständige
Austenitisierung zu erreichen. Die Ao3-Temperatur des jeweiligen Stahls ist
analysenabhängig und lässt sich entweder konventionell messtechnisch erfassen oder beispielsweise mit der
folgenden empirischen Gleichung abschätzen
(Legierungsgehalte eingesetzt in Gew.-%):
Figure imgf000018_0001
mit %C: C-Gehalt des Stahls,
%Ni: Ni-Gehalt des Stahls,
%Si: Si-Gehalt des Stahls,
%Mo: Mo-Gehalt des Stahls,
%V: V-Gehalt des Stahls.
Nach der Glühung bei Temperaturen oberhalb von Ac3 wird das Stahlflachprodukt auf eine Kühlstopptemperatur TQ, die größer als die MartensitStopptemperatur TMf und kleiner als die Martensitstarttemperatur TMs (TMf < TQ < TMs) ist, mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit abgekühlt.
Figure imgf000018_0002
Die Abkühlung auf die Kühlstopptemperatur TQ erfolgt erfindungsgemäß mit der Maßgabe, dass die
Abkühlgeschwindigkeit
Figure imgf000018_0003
mindestens gleich, vorzugsweise schneller als eine Mindestabkühlungsgeschwindigkeit
Figure imgf000018_0004
ist . Die Mindestabkühlungsgeschwindigkeit
Figure imgf000018_0005
Figure imgf000018_0006
kann dabei nach folgender empirischer Formel
berechnet werden:
Figure imgf000018_0007
[°C/s]= -314,35 °C/s + (268, 74%C + 56,27%Si + 58, 50%A1
+ 43,40%Mn + 195,02%Mo + 166,60%Ti +
199,19%Nb) °C/ (Gew. -%· s) mit %C: C-Gehalt des Stahls,
%Si: Si-Gehalt des Stahls,
%A1: Äl-Gehalt des Stahls,
%Mn: Mn-Gehalt des Stahls,
%Mo: Mo-Gehalt des Stahls,
%Ti: Ti-Gehalt des Stahls,
%Nb: Nb-Gehalt des Stahls;
Typischerweise liegt die Abkühlgeschwindigkeit im
Figure imgf000019_0003
Bereich von -20 °C/s bis - 120 °C/s. Mit
Abkühlgeschwindigkeiten
Figure imgf000019_0001
von -51 °C/s bis - 120 °C/s lässt sich die Bedingung in der Praxis selbst
Figure imgf000019_0002
bei Stählen sicher einhalten, die einen niedrigen C- oder Mn-Gehalt haben.
Bei Einhaltung der Mindestabkühlgeschwindigkeit
Figure imgf000019_0004
wird eine ferritische und bainitische Umwandlung sicher vermieden und es wird ein martensitisches Gefüge im
Stahlflachprodukt mit bis zu 30 % Restaustenit
eingestellt .
Wie viel Martensit bei der Abkühlung tatsächlich erzeugt wird, ist abhängig davon, wie stark das Stahlflachprodukt im Zuge der Abkühlung unterhalb der
Martensitstarttemperatur (TMS) abgekühlt wird und von der Haltezeit tQ, über die das Stahlflachprodukt nach der beschleunigten Abkühlung auf der Kühlstopptemperatur gehalten wird. Erfindungsgemäß ist für die Haltezeit tQ eine Spanne von 10 - 60 Sekunden, insbesondere 12 - 40 s, vorgesehen. Während der ersten ca. 3 bis 5 Sekunden des Haltens findet eine thermische Homogenisierung parallel zur martensitischen Umwandlung statt. In den nächsten Sekunden werden mittels C-Diffusion Versetzungen gepinned und feinste Ausscheidungen erscheinen. Somit bewirkt eine Verlängerung der Haltezeit zunächst einen Anstieg des Martensitanteils und damit der Streckgrenze. Mit
zunehmender Haltezeit schwächt sich dieser Effekt ab, wobei erfahrungsgemäß nach ca. 60 s eine Abnahme der Streckgrenze zu beobachten ist.
Parallel zur St eckgrenzenerhöhung kann durch die erfindungsgemäß durchgeführte Abkühlung auf die
Kühlstopptemperatur und das anschließende Halten des Stahlflachprodukts bei dieser Temperatur über die erfindungsgemäß vorgegebenen Zeiten eine Verbesserung der Umformeigenschaften erzielt werden. Sollen Zugfestigkeit und Zugdehnung maximiert werden, sollte die Haltezeit tQ eher im unteren Bereich, d. h. zwischen 10 - 30 s gehalten werden. Längere Haltezeiten tQ von 30 - 60 s wirken sich tendenziell positiv auf die
Umformeigenschaften auf. Dies betrifft insbesondere den Biegewinkel .
Die Martensitstarttemperatur TMS kann mittels der
folgenden Gleichung abgeschätzt werden:
TMS[°C] = 539°C+ (-423%C-30, 4%Mn-7, 5%Si+30%Al) °C/Gew.-% mit %C: C-Gehalt des Stahls,
%Si: Si-Gehalt des Stahls,
%A1: Al-Gehalt des Stahls,
%Mn: Mn-Gehalt des Stahls. Die Martensitstopptemperatur TMf kann in der Praxis mittels der Gleichung
Tt4f = ^MS 272 C berechnet werden. Diese Gleichung ist aus der Koistinen- Marburger-Gleichung (s. D. P. Koistinen, R.E. Marburger, Acta Metall.7 (1959), S. 59) unter Zugrundelegung
folgender Annahmen abgeleitet worden: a) Die Martensitumwandlung wird als abgeschlossen
betrachtet, wenn ein Martensitanteil von 95 % erreicht wird . b) Die zusammensetzungunabhängige Konstante α beträgt -0, 011. c) Die Martensitstopptemperatur ist gleich der
Kühlstopptemperatur .
Typischerweise beträgt die Kühlstopptemperatur TQ mindestens 200 °C.
Nach dem Abkühlen und Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur TQ wird das Stahlflachprodukt ausgehend von der Kühlstopptemperatur TQ mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit von 2 - 80 °C/s,
Figure imgf000021_0001
insbesondere 2 - 40 °C/s, auf eine 400 - 500 °C,
insbesondere 450 - 490 °C, betragende Temperatur TP erwärmt . Das Aufheizen auf die Temperatur TP erfolgt dabei
bevorzugt innerhalb einer Aufheizzeit tA von 1 - 150 s, um eine optimale Wirtschaftlichkeit zu erreichen.
Gleichzeitig kann das Aufheizen einen Beitrag xDr zu einer weiter unten erläuterten Diffusionslänge xD leisten.
Zweck des Erwärmens und eines anschließend optional zusätzlich durchgeführten Haltens des Stahlflachprodukts bei der Temperatur TP über eine Haltedauer tPi von bis zu 500 s ist die Anreicherung des Restaustenits mit
Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit. Hier spricht man vom " Partitionieren des Kohlenstoffs", in der
Fachsprache auch als "Partitioning" bezeichnet. Die
Haltedauer tPi beträgt insbesondere bis zu 200 s, wobei Haltedauern tPi von weniger als 10 s besonders
praxisgerecht sind.
Das Partitioning kann bereits während des Aufheizens als so genanntes "Ramped Partitioning", durch das nach dem Erwärmen durchgeführte Halten bei der
Partit ioningtemperatur TP (so genanntes "Isothermes"
Partitioning) oder durch eine Kombination von Isothermem und Ramped Partitioning erfolgen. Auf diese Weise können die für das anschließende Schmelztauchbeschichten
notwendigen hohen Temperaturen erreicht werden, ohne dass besondere Anlasseffekte, d.h., ein Überanlassen des
Martensits, eintreten. Die beim Ramped Partitioning im Vergleich zum Isothermen Partitioning angestrebte
langsamere Erwärmungsgeschwindigkeit θΡι erlaubt eine besonders genaue Ansteuerung der jeweils vorgegebenen Partitioningtemperatur TP bei vermindertem Energieeinsatz, da höhere Temperaturgradienten einen höheren Energieaufwand in der Anlage erfordern.
Die negativen Einflüsse von überangelassenem Martensit, wie grobe Karbide, die eine plastische Dehnung blockieren und sich negativ auf die Festigkeit des Martensits sowie die Umformeigenschaften Biegewinkel und Lochaufweitung auswirken, werden durch die erfindungsgemäße Erwärmung auf die Haltetemperatur TP vermieden, wobei das optionale Halten bei der Partitioningtemperatur die Sicherheit der Vermeidung von überangelassenem Martensit zusätzlich erhöht. Insbesondere werden die Bildung von Karbiden und der Zerfall von Restaustenit durch Einhalten der
erfindungsgemäß vorgegebenen gesamten Partitioningzeit tPT, die sich aus der Zeit tPR des Ramped Partitioning und der Zeit des Isothermen Partitioning tPi zusammensetzt, und Partitioningtemperatur TP gezielt unterdrückt.
Gleichzeitig gewährleistet die erfindungsgemäß
vorgegebene Partitioningtemperatur TP eine ausreichende Homogenisierung des Kohlenstoffs im Austenit, wobei diese Homogenisierung durch die Erwärmungsgeschwindigkeit
Figure imgf000023_0001
die Partitioningtemperatur TP und das optional
durchgeführte Halten bei der Partitioningtemperatur TP über eine geeignete Haltezeit tPi beeinflusst werden kann.
Um die Homogenisierung des Kohlenstoffs im Austenit zu bewerten, wird die so genannte "Diffusionslänge xD" verwendet. Anhand der Diffusionslänge xD können
unterschiedliche Aufheizraten, Partitioning-Temperaturen und mögliche Partit ioning-Zeiten miteinander verglichen werden. Die Diffusionslänge xD setzt sich aus einem Anteil xDr, der aus dem Ramped Partitioning folgt, und aus einem Anteil xDi, der aus dem Isothermen Partinioning folgt, zusammen (xD = xDi + xDr) . Dabei können abhängig von der jeweiligen Verfahrensführung die Anteile xDr oder xDi auch "0" sein, wobei als Ergebnis des erfindungsgemäßen
Verfahrens insgesamt die Diffusionslänge xD immer > 0 ist.
Die Diffusionslänge xDi, d.h. der im Zuge des isothermen Haltens erhaltene Beitrag zur Diffusionslänge xD, kann für das optional durchgeführte Isotherme Partitioning anhand folgender Gleichung berechnet werden:
Figure imgf000024_0001
mit tpi = Zeit, über die das isotherme Halten durchgeführt worden ist, angegeben in Sekunden,
D = D0 * exp(-Q/RT), D0 = 3,72*10~5 m2/s,
Q = 148 kJ/mol, R = 8,314 J/(mol-K),
T = Partitioningtemperatur TP in Kelvin
Da beim Ramped Partitioning die Umverteilung des
Kohlenstoffs nicht isotherm stattfindet, wird für die Berechnung der über die Erwärmungsdauer erzielten
Diffusionslänge xDr eine numerische Annäherung verwendet:
Figure imgf000024_0002
wobei AtPr,j der Zeitschritt zwischen zwei Berechnungen angegeben in Sekunden und Dj der jeweils aktuelle
Diffusionskoeffizient D, berechnet wie voranstehend angegeben, zum Zeitpunkt des jeweiligen Zeitschritts sind. Bei der Bestimmung des Zeitschritts AtPr,j wird beispielsweise davon ausgegangen, dass zwischen zwei Berechnungen jeweils 1 Sekunde vergangen ist
Figure imgf000025_0001
s) .
Grundsätzlich gilt für die Dauer tPr des Partitionings während des Aufheizens auf die Partitioningtemperatur TP: tPr [s]= 0 - tÄ.
D. h., in Fällen, in denen die Erwärmung auf die
Partitioningtemperatur TP so schnell erfolgt, dass während des Aufheizens keine wesentliche Umverteilung des
Kohlenstoffs stattfindet, können die Dauer tPr = 0 und dementsprechend auch der Beitrag xDr = 0 angenommen werden. Eine besonders wirtschaftliche Betriebsweise ergibt sich, wenn die Dauer tPR des Partitionings auf höchstens 85 s beschränkt wird.
Das erfindungsgemäße Verfahren liefert optimale
Arbeitsergebnisse, wenn die Summe der jeweils zu
berücksichtigenden Diffusionslängen xDi, xDr mindestens 1,0 μιη, insbesondere mindestens 1,5 pm beträgt.
Indem die Betriebsparameter bei der Wärmebehandlung so eingestellt werden, dass die Diffusionslänge zunimmt, kann der Biegewinkel des jeweiligen Stahlflachprodukts verbessert werden, während die Lochaufweitung nur
geringfügig beeinflusst wird. Bei weiter zunehmender Diffusionslänge kann auch die Lochaufweitung verbessert werden, womit jedoch eine Verschlechterung der
Biegeeigenschaften einhergehen kann. Noch größere Diffusionslängen bewirken schließlich die
Verschlechterung von sowohl Biegeeigenschaften als auch Lochaufweitung . Optimale Arbeitsergebnisse ergeben sich, wenn beim erfindungsgemäßen Verfahren die
Betriebsparameter so eingestellt werden, dass
Diffusionslängen von 1,5 - 5,7 μπ\, insbesondere von
2,0 - 4,5 μπι, erreicht werden.
Mittels der Diffusionslänge xD bzw. über eine Veränderung der für ihren jeweiligen Wert wesentlichen Einflussgrößen kann im Zusammenspiel mit dem dem Partitioning
vorausgehenden Abkühl- und Halteschritt auch das
Streckgrenzenverhältnis beeinflusst werden. Wird z.B.
durch Wahl einer niedrigen Kühlstopptemperatur TQ und/oder einer längeren Haltezeit tQ im Abkühlschritt ein hoher Martensitanteil von 40 % und mehr erzeugt, kann durch die Wahl einer hohen Partitioningtemperatur TP und -zeit tPt eine größere Diffusionslänge xD und damit letztlich ein hohes Streckgrenzenverhältnis erreicht werden. Wird weniger als ca. 40 % Martensit erzeugt, so ist der
Einfluss der Diffusionslänge xD auf das
Streckgrenzenverhältnis eher gering.
Das Streckgrenzenverhältnis ist ein Maß für das
Verfestigungspotenzial des Stahls. Ein relativ niedriges Streckgrenzenverhältnis von ca. 0,50 wirkt sich positiv auf die Zugdehnung aus, ist aber ungünstig für die
Lochaufweitung und den Biegewinkel. Ein höheres
Streckgrenzenverhältnis von ca. 0,90 kann die
Lochaufweitung und die Biegeeigenschaften verbessern, führt aber zu Einbußen bei der Zugdehnung. Nach dem Partitioning wird das Stahlflachprodukt von der Partitioningtemperatur TP ausgehend mit einer -3 °C/s bis -25 °C/s, insbesondere -5 °C/s bis -15 °C/s, betragenden Abkühlgeschwindigkeit abgekühlt.
Figure imgf000027_0001
Soll das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt im Zuge des erfindungsgemäßen Verfahrens zusätzlich mit einer
Schmelztauchbeschichtung versehen werden, wird es
ausgehend von der Partitioningtemperatur TP mit der
Abkühlgeschwindigkeit
Figure imgf000027_0002
zunächst auf eine
Schmelzbadeintrittstemperatur TB von 400 - <500 °C abgekühlt .
Anschließend durchläuft das Stahlflachprodukt zum
Schmelztauchbeschichten ein Schmelzenbad, bei dessen Verlassen die Dicke des auf dem Stahlflachprodukt
erzeugten Schutzüberzugs in konventioneller Weise
beispielsweise durch Abstreifdüsen eingestellt wird.
Das aus dem Schmelzenbad austretende, mit dem
Schutzüberzug versehene Stahlflachprodukt wird
schließlich mit der Abkühlgeschwindigkeit auf
Figure imgf000027_0003
Raumtemperatur abgekühlt, um erneut Martensit zu
erzeugen .
Besonders geeignet ist das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung von Stahlflachprodukten, die mit einer
Zinkbeschichtung versehen sind. Es sind jedoch auch andere metallische, durch Schmelztauchbeschichten auf das jeweilige Stahlflachprodukt aufbringbare Beschichtungen, wie ZnAl-, ZnMg- oder vergleichbare Schutzüberzüge möglich . Das erfindungsgemäß hergestellte Produkt hat ein Gefüge, welches (Angaben jeweils in Flächen-%) 25 bis 80 % angelassenen Martensit (Martensit aus dem ersten
Abkühlschritt), 5 bis 70 % nicht angelassenen, neuen Martensit (Martensit aus dem zweiten Abkühlschritt) , 5 bis 30% Restaustenit , weniger als 10 % Bainit (0 % eingeschlossen) und weniger als 5 % Ferrit (0 %
eingeschlossen) enthält.
Ferrit: Ferrit ist ein Gefügebestandteil, der im
Vergleich zu Martensit nur wenig zur Festigkeit des erfindungsgemäß erzeugten Materials beiträgt. Deshalb ist die Anwesenheit von Ferrit im Gefüge eines
erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts unerwünscht und sollte stets weniger als 5 Flächen-% betragen.
Bainit: Bei der Phasenumwandlung von Austenit zu Bainit sammelt sich ein Teil des im Werkstoff gelösten'
Kohlenstoffs vor der Phasengrenze Austenit-Bainit , ein anderer Teil wird bei der Bainitumwandlung in den Bainit eingebaut. Damit steht im Falle einer Bainit-Bildung ein geringerer Teil des Kohlenstoffs zur Anreicherung im Restaustenit zur Verfügung als im Falle keiner
Bainitbildung . Um möglichst viel Kohlenstoff für den Restaustenit vorzuhalten, muss der Bainitgehalt möglichst gering eingestellt werden. Zur Erreichung des gewünschten Eigenschaftsprofils sollte der Bainitgehalt auf maximal 10 Flächen-% begrenzt werden. Günstigere Eigenschaften stellen sich jedoch bei noch geringeren Bainitgehalten von weniger als 5 Flächen-% ein. Im Idealfall kann die Bildung des Bainits vollständig vermieden werden, d. h. der Bainitgehalt auf bis zu 0 Flächen-% reduziert sein. Angelassener Martensit: Der angelassene Martensit ist als der vor dem Partitioning vorliegende Martensit die Quelle für den Kohlenstoff, der während der
Partitioningbehandlung in den Restaustenit diffundiert und diesen stabilisiert. Um ausreichend Kohlenstoff zur Verfügung zu stellen, sollte der Anteil des angelassenen Martensits mindestens 25 Flächen-% betragen. Er sollte jedoch nicht über 80 Flächen-% liegen, damit nach der ersten Abkühlung Anteile von mindestens 20 Flächen-% Restaustenit eingestellt werden können. Der Anteil des nach der ersten Abkühlung vorliegenden Restaustenits ist die Basis für die Bildung des Restaustenits nach
Abschluss der Wärmebehandlungen und des unangelassenen Martensits aus dem zweiten Abkühlvorgang.
Unangelassener Martensit: Martensit trägt als harter Gefügebestandteil wesentlich zur Festigkeit des Materials bei. Um hohe Festigkeitswerte zu erreichen, sollte der Anteil des unangelassenen Martensits 5 Flächen-%, der des angelassenen Martensits 25 Flächen-% nicht
unterschreiten. Der Anteil des unangelassenen Martensits sollte nicht mehr als 70 Flächen-% und der des
angelassenen Martensits nicht mehr als 80 Flächen-% betragen, um eine Bildung von ausreichend Restaustenit zu gewährleisten .
Im Endprodukt bei Raumtemperatur vorhandener
Restaustenit: Restaustenit trägt zur Verbesserung der Dehnungseigenschaften bei. Der Anteil sollte mindestens 5 Flächen-% betragen, um eine ausreichende Dehnung des Materials zu gewährleisten. Liegt der Restaustenitanteil dagegen über 30 Flächen-%, so bedeutet dies, dass zu wenig Martensit zur Festigkeitssteigerung zur Verfügung steht .
Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht so die
Herstellung eines veredelten Stahlflachprodukts mit einer Zugfestigkeit von 1200 bis 1900 MPa, einer Streckgrenze von 600 bis 1400 MPa, einem Streckgrenzenverhältnis von 0,40 bis 0,95, einer Dehnung (A50) von 10 bis 30 % und einer sehr guten Umformbarkeit . Diese drückt sich darin aus, dass für ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt das Produkt Rm*A50 15.000 - 35.000 MPa% beträgt. Das
erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist gleichzeitig einen hohen Biegewinkel α von 100 bis 180° (bei
Biegedornradius = 2,0 * Blechdicke in Anlehnung an DIN EN 7438) und sehr gute Werte für die Lochaufweitung λ von 50 bis 120 % (nach ISO-TS 16630) auf. Somit sind bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt hohe Festigkeit und gute Umformeigenschaften miteinander gepaart.
In Figur 1 ist eine Variante des erfindungsgemäßen
Verfahrens dargestellt, bei der die für das Aufheizen des Stahlflachprodukts von der Kühlstopptemperatur TQ auf die Partitioningtemperatur TP benötigte Aufheizzeit tA gleich der Dauer tPr des Ramped Partitioning ist und das
Stahlflachprodukt im Zuge dieses Verfahrens einer
Schmelztauchbeschichtung in einem Zinkbad ("Zinkpott") unterzogen wird.
Grundsätzlich lässt sich die eine
Schmelztauchbeschichtung umfassende Variante des
erfindungsgemäßen Verfahrens in einer konventionellen Feuerbeschichtungsanlage durchführen, wenn an dieser gewisse Modifikationen vorgenommen werden. Um Bandtemperaturen von oberhalb 930 °C zu erreichen, werden gegebenenfalls keramische Strahlrohre benötigt. Die hohen Abkühlgeschwindigkeiten
Figure imgf000031_0001
von bis zu -120 K/s lassen sich mit einer modernen Gasj etkühlung erzielen. Die nach dem Halten auf der Kühlstopptemperatur TQ erfolgende Erwärmung auf die Partitioningtemperatur TP kann durch den Einsatz eines Boosters erreicht werden. Nach dem Partitioning- Schritt fährt das Band durch das Schmelzenbad und wird zur erneuten Erzeugung von Martensit kontrolliert
abgekühlt .
Die Erfindung ist anhand zahlreicher Ausführungsbeispiele erprobt worden.
Dabei sind Proben von kaltgewalzten Stahlbändern
untersucht worden, die aus den in Tabelle 1 angegebenen Stählen A - N erzeugt worden sind.
Die Proben haben die erfindungsgemäß vorgegebenen, in Figur 1 dargestellten Verfahrensschritte mit den in ' Tabelle 2 angegebenen Verfahrensparametern durchlaufen. Dabei sind die Verfahrensparameter zwischen
erfindungsgemäßen und nicht erfindungsgemäßen Parametern variiert worden, um die Auswirkungen einer außerhalb der erfindungsgemäß vorgegebenen Verfahrensweise aufzuzeigen. Bei der Berechnung der Diffusionslänge wurden
Zeitschritte von jeweils 1 s zu Grunde gelegt.
Die mechanischen Eigenschaften der auf diese Weise erhaltenen Kaltbandproben sind in Tabelle 3
zusammengefasst . Die Gefügebestandteile der erhaltenen Kaltbandproben sind in "Flächen-%" in Tabelle 4
angegeben. Phasenanteile von unangelassenem und
angelassenem Martensit, von Bainit und von Ferrit sind dabei nach ISO 9042 (optische Beurteilung) bestimmt worden. Der Restaustenit ist zusätzlich mittels Röntgen- Diffraktometrie mit einer Genauigkeit von +/- 1 Flächen-% bestimmt worden. Als Spuren "Sp." sind Anteile von weniger als 5 Flächen-% bezeichnet worden.
In den Tabellen, den Ansprüchen und der Beschreibung folgende Kurzzeichen verwendet worden:
Figure imgf000033_0001
Figure imgf000034_0001
Figure imgf000035_0001
Figure imgf000036_0001
Figure imgf000037_0001
Figure imgf000038_0001
Figure imgf000039_0001
Figure imgf000040_0001
Figure imgf000041_0001
Figure imgf000042_0001
Figure imgf000043_0001

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Stahlflachprodukt, das eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 1200 MPa besitzt und aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen (in Gew.-%)
C: 0, 10 0, 50
Si 0,1 2,5
Mn 1,0 3,5
AI bis zu 2,5 % ,
P bis zu 0,020 %,
bis zu 0,003 %,
bis zu 0,02 %,
sowie optional eines oder mehrere der Elemente Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" in folgenden Gehalten
Cr: 0,1 - - 0,5 %,
Mo: 0,1 - - 0,3 %,
V: 0,01 - - 0,1 %,
Ti: 0,001 - - 0,15 %,
Nb: 0, 02 - - 0,05 %,
wobei für die Summe Z(V,Ti,Nb) der Gehalte an V,
Ti und Nb gilt Σ (V, Ti , b) < 0,2 %,
B: 0,0005 - 0,005 %,
Ca: bis zu 0,01 %
enthält, und ein Gefüge mit (in Flächen-%) weniger als 5 % Ferrit, weniger als 10 % Bainit, 5 - 70 % unangelassenem Martensit, 5 - 30 %
Restaustenit und 25 - 80 % angelassenem Martensit aufweist, wobei mindestens 99 % der im angelassenen Martensit enthaltenen Eisenkarbide eine Größe von weniger als 500 nm aufweisen.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s (in Gew.-%) sein Al-Gehalt 0,01 - 1,5 %, sein Cr-Gehalt 0,20 - 0,35 Gew.-%, sein V-Gehalt 0,04 - 0,08 %, sein Ti- Gehalt 0,008 - 0,14 %, sein B-Gehalt 0,002 - 0,004 % oder sein Ca-Gehalt 0,0001 - 0,006 % beträgt.
3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s für das
Kohlenstoff-Äquivalent CE seines Stahls gilt:
0,35 Gew.-% CE < 1,2 Gew.-% mit CE = %C+ (%Mn+%Si) / 6+ (%Cr+%Mo+%V) /5+ (%Ni+%Cu) /15,
%C: C-Gehalt des Stahls,
%Mn: Mn-Gehalt des Stahls,
%Si: Si-Gehalt des Stahls,
%Cr: Cr-Gehalt des Stahls,
%Mo: Mo-Gehalt des Stahls,
%V: V-Gehalt des Stahls,
%Ni: Ni-Gehalt des Stahls,
%Cu: Cu-Gehalt des Stahls.
4. Stahlflachprodukt nach Anspruch 3, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s für das
Kohlenstoff-Äquivalent CE gilt
0,5 Gew.-% < CE < 1,0 Gew.-%
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s es mit einem durch Schmelztauchbeschichten aufgebrachten
metallischen Schutzüberzug versehen ist.
6. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten
Stahlflachprodukts, umfassend folgende
Arbeitsschritte :
- Bereitstellen eines unbeschichteten
Stahlflachproduktes aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in
-%)
C: 0, 10 - 0,50 %,
Si: 0,1 2,5 %,
Mn: 1,0 3,5 % ,
Al: bis zu 2 , 5 %,
P: bis zu 0,020 %,
S: bis zu 0,003 %,
N: bis zu 0,02 %,
sowie optional eines oder mehrere der Elemente "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" in folgenden Gehalten :
Cr: 0,1 - 0,5 %, Mo: 0, 1 - 0,3 %,
V: 0,01 - 0,1 %,
Ti: 0,001 - 0, 15 %,
Nb: 0,02 - 0,05 %,
wobei für die Summe der Gehalte an
Figure imgf000047_0003
V, Ti und Nb gilt
Figure imgf000047_0004
B: 0,0005 - 0,005 %,
Ca: bis zu 0,01 %
enthält ;
- Erwärmen des Stahlflachproduktes auf eine oberhalb der AC3-Temperatur des Stahls des
Stahlflachprodukts liegende und höchstens 960 °C betragende Austenitisierungstemperatur THz mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von
Figure imgf000047_0005
mindestens 3 °C/s;
- Halten des Stahlflachprodukts bei der
Austenitisierungstemperatur über eine
Austenitisierungsdauer tHz von 20 - 180 s;
- Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine
Kühlstopptemperatur TQ, die größer als die
Martensitstopptemperatur TMf und kleiner als die Martensitstarttemperatur TMs (TMf < TQ < TMs) ist, mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit
Figure imgf000047_0006
für die gilt:
Figure imgf000047_0001
mit = -314,35 °C/s + (268, 74%C +
Figure imgf000047_0002
56,27%Si + 58,50%A1 + 43,40%Mn + 195,02%Mo + 166,60%Ti + 199,19%Nb) °C/ (Gew. -% · s) , %C: C-Gehalt des Stahls,
%Si: Si-Gehalt des Stahls,
%A1: Al-Gehalt des Stahls,
%Mn: n-Gehalt des Stahls,
%Mo: Mo-Gehalt des Stahls,
%Ti: Ti-Gehalt des Stahls,
%Nb: Nb-Gehalt des Stahls;
- Halten des Stahlflachprodukts auf der
Kühlstopptemperatur TQ für eine Haltedauer tQ von 10 - 60 s;
- von der Kühlstopptemperatur TQ ausgehendes Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit von 2 - 80 °C/s auf
Figure imgf000048_0001
eine 400 - 500 °C betragende
Partitioningtemperatur TP;
- optionales isothermes Halten des
Stahlflachprodukts bei der Partitioningtemperatur TP über eine Haltedauer tPi von bis zu 500 s;
- von der Partitioningtemperatur TP ausgehendes, mit einer -3 °C/s bis -25 °C/s betragenden
Abkühlgeschwindigkeit ΘΡ2 erfolgendes Abkühlen des Stahlflachprodukts .
7. Verfahren nach Anspruch 6, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s bei dem von der Partitioningtemperatur TP ausgehenden, mit
Abkühlgeschwindigkeit erfolgenden Abkühlen
Figure imgf000048_0002
- das Stahlflachprodukt zunächst auf eine
Schmelzbadeintrittstemperatur TB von 400 °C bis <500 °C abgekühlt wird;
- dann das auf die Schmelzbadeintrittstemperatur TB abgekühlte Stahlflachprodukt zum
Schmelztauchbeschichten durch ein Schmelzenbad geleitet und die Dicke des auf dem
Stahlflachprodukt erzeugten Schutzüberzugs eingestellt wird;
- und schließlich das aus dem Schmelzenbad
austretende, mit dem Schutzüberzug versehene Stahlflachprodukt mit der Abkühlgeschwindigkeit
Figure imgf000049_0004
auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Erwärmung auf die Austenitisierungstemperatur THz in zwei unterbrechungsfrei aufeinander folgenden Stufen mit unterschiedlichen Erwärmungsgeschwindigkeiten
Figure imgf000049_0003
durchgeführt wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Erwärmungsgeschwindigkeit der erste Stufe
Figure imgf000049_0001
5 - 25 °C/s und die Erwärmungsgeschwindigkeit der
Figure imgf000049_0002
zweiten Stufe 3 - 10 °C beträgt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 9,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das Stahlflachprodukt mit der ersten
Erwärmungsgeschwindigkeit
Figure imgf000050_0001
auf eine
Zwischentemperatur T von 200 - 500 °C erwärmt wird und d a s s die Erwärmung anschließend mit der zweiten Erwärmungsgeschwindigkeit ΘΗ2 bis zur
Austenitisierungstemperatur THz fortgesetzt wird.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 10,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Abkühlungsgeschwindigkeit -20 °C/s bis
Figure imgf000050_0002
-120 °C/s beträgt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 11,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Kühlstopptemperatur TQ mindestens 200 °C beträgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 12,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Haltedauer tQ, über die das Stahlflachprodukt auf der Kühlstopptemperatur TQ gehalten wird, 12 - 40 s beträgt .
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 13,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Erwärmungsgeschwindigkeit bei der von der
Figure imgf000050_0003
Kühlstopptemperatur TQ ausgehenden Erwärmung
2 - 80 °C/s beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 14,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das Aufheizen auf die Partitioningtemperatur TP innerhalb einer Aufheizzeit tA von 1 - 150 s erfolgt.
16. Verfahren nach Anspruch 15, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s für die Dauer tpr des Partitionings während des Aufheizens auf die Partitioningtemperatur TP gilt tPr [s]= 0 - tA.
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 16,
d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s für eine Diffusionslänge xD gilt: xD ≥ 1,0 μm
mit xD = xDi + xDr
xDi: Im Zuge des isothermen Haltens erhaltener Beitrag zur Diffusionslänge xD, berechnet gemäß der Formel
Figure imgf000051_0001
mit tpi = Zeit, über die das isotherme Halten durchgeführt worden ist, angegeben in Sekunden, D = Do * exp(-Q/RT), Do = 3,72*10"5 m2/s, Q = 148 kJ/mol, R = 8,314 J/(mol-K), T = Partitioningtemperatur TP in Kelvin und
xDr: Im Zuge der Erwärmung auf die
Partitioningtemperatur TP erhaltener Beitrag zur Diffusionslänge xD, berechnet gemäß der
Formel
Figure imgf000052_0001
mit = Zeitschritt zwischen zwei
Figure imgf000052_0002
Berechnungen angegeben in Sekunden, Dj = Do * exp(-Q/RTj), Do = 3,72*10-5 m2/s, Q = 148 kJ/mol, R = 8,314 J/(mol-K), Tj = jeweils aktuelle Partitioningtemperatur
TP in Kelvin, wobei xDi oder xDr auch 0 sein können.
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