EP3807429B1

EP3807429B1 - Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung

Info

Publication number: EP3807429B1
Application number: EP19731909.8A
Authority: EP
Inventors: Manuela Irnich; Rainer FECHTE-HEINEN; Miriam LANGE; Bernd Linke; Jan-hendrik RUDOLPH; Richard G. THIESSEN
Original assignee: ThyssenKrupp Steel Europe AG; ThyssenKrupp AG
Current assignee: ThyssenKrupp Steel Europe AG; ThyssenKrupp AG
Priority date: 2018-06-12
Filing date: 2019-06-12
Publication date: 2025-01-08
Anticipated expiration: 2039-06-12
Also published as: CN112313349B; KR20210019440A; CN112313349A; MX2020012411A; KR102720506B1; JP2021527167A; EP3807429A1; WO2019238741A1; US11597986B2; JP7492460B2; US20210262069A1

Description

Die vorliegende Anmeldung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt, insbesondere ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt für den Automobilbau, welches eine gute Tiefziehfähigkeit, eine geringe Kantenrissempfindlichkeit und ein gutes Biegeverhalten aufweist sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.
Für den Automobilbau werden zur Reduzierung des Fahrzeuggewichts bevorzugt hoch- und höchstfeste Stähle eingesetzt, welche neben einer hohen Festigkeit auch eine gute Umformbarkeit aufweisen sollen. An Blechen, die Scherschneidvorgängen ausgesetzt wurden, ist das Formänderungsvermögen im Kantenbereich stark reduziert, sodass bei einer Weiterverarbeitung das Risiko für ein Auftreten von Kantenrissen erhöht ist. Eine Methode zur Charakterisierung der Kantenrissempfindlichkeit ist der Lochaufweitungstest nach ISO 16630. Bei der Biegeprüfung hingegen wird die Biegefestigkeit und die maximale Durchbiegung bis zu einem ersten Anriss bestimmt. Der nach der Rückfederung der gebogenen Probe erhaltende Winkel wird als Biegewinkel bezeichnet und ist ein Maß für die Umformeignung des getesteten Werkstoffs. Insbesondere für komplexe Bauteilgeometrien werden hohe Anforderungen an die Tiefziehfähigkeit der Stähle gestellt. Eine Methode zur Beurteilung der Tiefziehfähigkeit bietet der Napfziehversuch nach DIN 8584-3, der durch die Ermittlung des maximalen Tiefziehverhältnisses (Grenzziehverhältnis β_max) Aussagen zur Tiefziehfähigkeit des Werkstoffes liefert. Üblicherweise nehmen sowohl die Bruchdehnung als auch das maximale Tiefziehverhältnis mit steigender Festigkeit ab.
Wenn vorliegend von Stahlflachprodukten die Rede ist, werden darunter Stahlbänder, Stahlbleche oder daraus erzeugte Zuschnitte wie Platinen verstanden.
Aus der WO 2012/156428 A1 ist ein Verfahren zum Herstellen von Stahlflachprodukten bekannt, bei welchem die Stahlflachprodukte einer Wärmebehandlung unterzogen werden, bei welcher die Stahlflachprodukte nach dem Austenitisieren auf eine Kühlstopptemperatur abgekühlt, gehalten und dann einstufig mit einer Aufheizrate Theta_P1 auf eine Temperatur TP wiedererwärmt werden. Die Stahlflachprodukte weisen eine Streckgrenze von 600 bis 1400 MPa, eine Zugfestigkeit von mindestens 1200 MPa, eine Dehnung A50 von 10 bis 30 %, eine Lochaufweitung von 50 bis 120 % und einen Biegewinkel von 100 bis 180° auf. Die Stahlflachprodukte bestehen aus 0,10 - 0,50 Gew.-% C, 0,1 - 2, 5 Gew.-% Si, 1,0 - 3,5 Gew.-% Mn, bis zu 2,5 Gew.-% Al, bis zu 0,020 Gew.-% P, bis zu 0,003 Gew.-% S, bis zu 0,02 Gew.-% N, sowie optional 0,1 - 0,5 Gew.-% Cr, 0,1 - 0,3 Gew.-% Mo, 0,0005 - 0,005 Gew.-% B, bis zu 0,01 Gew.-% Ca, 0,01 - 0,1 Gew.-% V, 0,001 - 0,15 Gew.-% Ti, 0,02 - 0,05 Gew.-% Nb, wobei die Summe der Gehalte an V, Ti und Nb kleiner oder gleich 0,2 Gew.-% beträgt. Das Gefüge der Stahlflachprodukte weist weniger als 5 % Ferrit, weniger als 10 % Bainit, 5-70 % nicht-angelassenen Martensit, 5-30 % Restaustenit und 25-80 % angelassenen Martensit auf. Aus der WO 2012/156428 A1 ist hingegen nicht bekannt, wie gleichzeitig eine hohe Festigkeit und eine gute Tiefziehfähigkeit erreicht werden können.
Die EP 3 128 023 beschreibt ein Stahlflachprodukt enthaltend Ti-Karbide und einem Bainitanteil von vorzugsweise 15% oder mehr und 50 % oder weniger sowie einem Anteil an angelassenem Martensit zwischen 30% und mehr oder 70% und weniger, das mit einem Verfahren hergestellt wird, welches andere Heizraten, Abkühlraten und Haltezeiten aufweist als das erfindungsgemäße Verfahren.
WO 2018/055695 A1 beschreibt ein Stahlflachprodukt das ein Gefüge mit mehr als 70% angelassenem Martensit und Bainit aufweist. Konkrete Mengen für die einzelnen Gehalte an Martensit und Bainit im Gefüge sind nicht offenbart. Das Herstellungsverfahren gemäß WO 2018/055695 A1 sieht unter anderem im Vergleich zum erfindungsgemäßen Verfahren eine deutlich längere Haltezeit bei Haltezonentemperatur oberhalb der Ac3 Temperatur vor.
WO 2017/179372 A1 beschreibt ein Stahlflachprodukt, welches ein Gefüge aufweist, das in Summe 85% angelassenen Martensit und Bainit umfasst. Der Anteil an Bainit soll vorzugsweise im Bereich von 20 bis 50 % und der Anteil an Martensit vorzugweise im Bereich von 35 bis 85% liegen. Auch hier wird im Unterschied zum erfindungsgemäßen Verfahren bei der Herstellung des Stahlflachprodukts eine deutlich längere Haltezeit bei Haltezonentemperatur oberhalb der Ac3 Temperatur verwendet und die Abkühlrate ist deutlich niedriger als im erfindungsgemäßen Verfahren.
JP H06 93340 A beschreibt ein hochfestes Stahlflachprodukt mit guter Formbarkeit sowie ein Verfahren zu dessen Herstellung.
WO 2019/063081 A1 ist ein nachveröffentlichtes Dokument und beschreibt ein Stahlflachprodukt, dass durch ein Verfahren hergestellt wird, welches sich zumindest durch die fehlende zweistufige Erwärmung auf Behandlungstemperatur von dem erfindungsgemäßen Verfahren unterscheidet.
Wenn vorliegend Angaben zu Legierungsgehalten und Zusammensetzungen gemacht werden, beziehen sich diese auf das Gewicht beziehungsweise die Masse, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist. Insofern nicht anders erwähnt, sind die Angaben zu den Gefügeanteilen für die Gefügebestandteile Martensit, Ferrit und Bainit vorliegend auf Flächen-% und für Restaustenit auf Vol.-% bezogen.
Vor dem Hintergrund des Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein höchstfestes Stahlflachprodukt mit optimierten mechanischen Eigenschaften, insbesondere mit sehr guten Umformeigenschaften, insbesondere einer guten Tiefziehfähigkeit bei gleichzeitig hoher Festigkeit anzugeben.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung bestand darin, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts zur Verfügung zu stellen. Dieses Verfahren sollte insbesondere dazu geeignet sein, in einen Prozess zur Schmelztauchveredelung eingebunden werden zu können.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt wurde die Aufgabe durch ein Produkt gelöst, das mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale aufweist. In Bezug auf das Verfahren wurde die Aufgabe dadurch gelöst, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens die in Anspruch 8 angegebenen Verfahrensschritte absolviert werden.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt enthält einen Stahl, der aus (in Gew.-%)

0,1 - 0,5 % C,

1,0 - 3,0 % Mn,

0,9 - 1,5 % Si,

bis zu 1,5 % Al,

bis zu 0,008 % N,

bis zu 0,020 % P,

bis zu 0,005 % S

0,01 - 1 % Cr,

sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente

bis zu 0,2 % Mo,

bis zu 0,01 % B,

bis zu 0,5 % Cu,

bis zu 0,5% Ni

sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % Mikrolegierungselementen, ausgewählt aus Ti, Nb und V, und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei gilt: $75 \leq ({Mn}^{2} + 55 * Cr) / Cr \leq 3000$
mit Mn: Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, Cr: Cr-Gehalt des Stahls in Gew.-%.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist ein Gefüge auf, das aus

mindestens 80 Flächen-% Martensit, von welchem mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit und höchstens 25 Flächen-% nicht angelassener Martensit ist,
mindestens 5 Volumen-% Restaustenit,
0,5 bis 10 Flächen-% Ferrit und
höchstens 5 Flächen-% Bainit

Wesentlich für die guten mechanischen Eigenschaften ist dabei, dass im Bereich der Phasengrenzen zwischen angelassenem Martensit und Restaustenit ein Mn-armer Ferritsaum vorliegt. In diesem Ferritsaum beträgt der Mn-Gehalt höchstens 50% des mittleren Gesamt-Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts. Die Breite des Mn-armen Ferritsaums beträgt mindestens 4 nm, bevorzugt mehr als 8 nm, und höchstens 12 nm, bevorzugt weniger als 10 nm. Zudem liegen in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt Karbide vor, deren Länge gleich oder kleiner als 250 nm, bevorzugt kleiner als 175 nm ist.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich durch eine Zugfestigkeit Rm von 900 bis 1500 MPa, eine Dehngrenze Rp02, die gleich oder mehr als 700 MPa und weniger als die Zugfestigkeit des Stahlflachprodukts beträgt, eine Dehnung A80 von 7 bis 25 %, einen Biegewinkel, welcher größer als 80° ist, eine Lochaufweitung, welche größer als 25 % ist und ein maximales Tiefziehverhältnis β_max, für welches gilt: β_max ≥ -1,9 · 10^-6 × (R_m )² + 3,5 · 10^-3 × R_m + 0,5 mit Rm: Zugfestigkeit des Stahlflachprodukts in MPa, aus, wobei die Zugfestigkeit, die Dehngrenze und die Dehnung im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892-1 (Probenform 2) aus 02/2017, der Biegewinkel gemäß VDA238-100 von 12/1010, die Lochaufweitung gemäß ISO 16630 von 10/2017 und das maximale Tiefziehverhältnis, ß_max gemäß DIN 8584-3 aus 09/2003 bestimmt werden.
Der Kohlenstoffgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt 0,1 - 0,5 Gew.-%. Im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts trägt der Kohlenstoff zur Bildung und Stabilisierung des Austenits bei. Vor allem während des nach dem Austenitisieren erfolgenden ersten Abkühlens und während des anschließenden partitionierenden Glühens tragen C-Gehalte von mindestens 0,1 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,12 Gew.-%, zur Stabilisierung der austenitischen Phase bei, wodurch es möglich ist, am erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt einen Restaustenitanteil von mindestens 5 Vol-% zu gewährleisten. Darüber hinaus hat der C-Gehalt einen starken Einfluss auf die Festigkeit des Martensits. Dies gilt sowohl für die Festigkeit des Martensits, der während des ersten Abschreckens entsteht, als auch für die Festigkeit des Martensits, der während des nach dem partitionierenden Glühen einsetzenden zweiten Abschreckens gebildet wird. Um den Einfluss des Kohlenstoffs auf die Festigkeit des Martensits zu nutzen, beträgt der C-Gehalt mindestens 0,1 Gew.-%. Mit zunehmendem C-Gehalt wird die Martensit-Starttemperatur Ms zu tieferen Temperaturen verschoben. Ein C-Gehalt oberhalb von 0,5 Gew.-% könnte deshalb dazu führen, dass beim Abschrecken nicht genügend Martensit gebildet wird. Außerdem kann ein hoher C-Gehalt zur Bildung großer spröder Karbide führen. Auch wird die Verarbeitbarkeit, insbesondere die Schweißbarkeit, bei höheren C-Gehalten beeinträchtigt, weshalb der C-Gehalt höchstens 0,5 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,4 Gew.-% betragen soll.
Mangan (Mn) ist als Legierungselement wichtig für die Härtbarkeit des Stahls sowie für die Vermeidung der Bildung des Gefügebestandteils Perlit während der Abkühlung. Der Mn-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt mindestens 1,0 Gew.-%, bevorzugt mindestens 1,9 Gew.-%, um nach dem ersten Abschrecken ein perlitfreies, aus Martensit und Restaustenit bestehendes Gefüge für die weiteren Prozessschritte zur Verfügung zu stellen. Ein zu geringer Mn-Gehalt würde außerdem dazu führen, dass sich kein Mn-armer Ferrit Saum ausbilden kann. Die positiven Einflüsse von Mn lassen sich bei Gehalten von bevorzugt mindestens 1,9 Gew.-% besonders sicher nutzen. Mit zunehmendem Mn-Gehalt hingegen verschlechtert sich die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und das Risiko des Auftretens starker Seigerungen nimmt zu. Bei Seigerungen handelt es sich um während des Erstarrungsvorgangs gebildete chemische Inhomogenitäten der Zusammensetzung in Form makroskopischer oder mikroskopischer Entmischungen. Um Seigerungen zu reduzieren und eine gute Schweißbarkeit sicherzustellen, ist der Mn-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 3,0 Gew.-%, bevorzugt auf höchstens 2,7 Gew.-%, begrenzt.
Silizium (Si) als Legierungselement unterstützt die Unterdrückung der Zementitbildung. Bei Zementit handelt es sich um ein Eisenkarbid. Durch die Bildung von Zementit wird Kohlenstoff in Form von Eisenkarbid abgebunden und steht nicht mehr als interstitiell gelöster Kohlenstoff zur Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung. Dadurch verschlechtert sich die Dehnung des Stahlflachprodukts, da Restaustenit zur Verbesserung der Dehnung beiträgt. Eine ähnliche Wirkung hinsichtlich der Stabilisierung des Restaustenits kann auch durch Zulegieren von Aluminium erreicht werden. Um den positiven Effekt von Si zu nutzen, sollten mindestens 0,9 Gew.-% Si im Stahl des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorhanden sein. Da sich ein hoher Si-Gehalt jedoch negativ auf die Oberflächenqualität des Stahlflachprodukts auswirken kann, soll der Stahl nicht mehr als 1,5 Gew.-%, bevorzugt weniger als 1,5 Gew.-% Si enthalten.
Aluminium (Al) kann dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zur Desoxidation und zum Abbinden von Stickstoff, insofern Stickstoff im Stahl vorhanden ist, in Gehalten bis zu 1,5 Gew.-% hinzugegeben werden. Aluminium kann zudem zur Unterdrückung der Zementitbildung hinzugegeben werden. Allerdings erhöht Al die Austenitisierungstemperatur des Stahls. Sollen höhere Glühtemperaturen für das Austenitisieren eingestellt werden, kann Al bis zu 1,5 Gew.-% zulegiert werden. Da Aluminium die für ein vollständiges Austenitisieren erforderliche Glühtemperatur erhöht und bei Al-Gehalten oberhalb von 1,5 Gew.-% ein vollständiges Austenitisieren nur noch schwer möglich ist, ist der Al-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 1,5 Gew.-%, bevorzugt höchstens 1,0 Gew.-%, begrenzt. Soll eine niedrige Austenitisierungstemperatur eingestellt werden, haben sich Al-Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere von 0,01 bis 0,1 Gew.-% als zweckmäßig erwiesen.
Phospor (P), Schwefel (S) und Stickstoff (N) wirken sich negativ auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte aus. So wirkt sich P ungünstig auf die Schweißbarkeit aus, weshalb der P-Gehalt höchstens 0,02 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,02 Gew.-% betragen soll. S führt bei höheren Konzentrationen zur Bildung von MnS beziehungsweise zur Bildung von (Mn, Fe)S, welche sich negativ auf die Dehnung auswirken. Daher ist der S-Gehalt auf Werte von höchstens 0,005 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,005 Gew.-% eingeschränkt. Zu Nitriden abgebundener Stickstoff kann sich negativ auf die Umformbarkeit auswirken, weshalb der N-Gehalt auf höchstens 0,008 Gew.-%, bevorzugt auf weniger als 0,008 Gew.-% beschränkt sein soll.
Chrom (Cr) ist in Gehalten von 0,01 bis zu 1,0 Gew.-% im Stahl vorhanden. Chrom ist ein effektiver Inhibitor des Perlits und trägt zur Festigkeit bei. Daher sollte mindestens 0,01 Gew.-% Cr, bevorzugt mindestens 0,1 Gew.-% Cr, im erfindungsgemäßen Stahl enthalten sein. Bei Cr-Gehalten von mehr als 1,0 Gew.-% verschlechtert sich die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und das Risiko des Auftretens einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation, welche zur Verschlechterung der Oberflächenqualität führt, ist erhöht. Daher ist der Cr-Gehalt auf höchstens 1,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,50 Gew.-%, besonders bevorzugt auf weniger als 0,2 Gew.-% beschränkt.
Ferner liegt der Erfindung die Erkenntnis zu Grunde, dass sich die Einhaltung eines bestimmten Verhältnisses von Mn und Cr günstig auf die Bildung eines Mn-armen Ferritsaums entlang der Phasengrenze von Restaustenit zu angelassenem Martensit auswirkt. So wird ein Mn-armer Ferritsaum entlang der Phasengrenze von Restaustenit zu angelassenem Martensit eingestellt, wenn folgende Bedingung erfüllt ist: $75 \leq ({Mn}^{2} + 55 * Cr) / Cr \leq 3000$
mit Mn: Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-% und Cr: Cr-Gehalt des Stahls in Gew.-%. Ist der Chromgehalt im Vergleich zum Mn-Gehalt zu hoch, kann es zu einer Belegung der Korngrenzen mit Chromkarbiden kommen. Dies ist unerwünscht, da dann die Bildung des Mn-armen Ferritsaums durch eine verringerte Beweglichkeit der Phasengrenze verhindert würde. Ist allerdings der Mn-Gehalt im Vergleich zum Chrom-Gehalt zu groß gewählt, kommt es zu einer frühzeitigen Sättigung des Austenits an Mn und die Diffusion des Mangans kommt zum Erliegen. Es kann kein Mn-armer Ferritsaum aufgrund der noch hohen lokalen Mn-Konzentration ausgebildet werden. Durch das Fehlen des Ferritsaums würden die Umformeigenschaften und insbesondere das maximale Tiefziehverhältnis β_max verschlechtert.
Optional können im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zur Verbesserung der mechanisch-technologischen Eigenschaften eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe Molybdän (Mo), Bor (B) und Kupfer (Cu) vorhanden sein.
Molybdän (Mo) kann ebenfalls optional im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von bis zu 0,2 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,2 Gew.-%, enthalten sein, um die Bildung von Perlit zu verhindern.
Bor (B) kann als optionales Legierungselement in Gehalten bis zu 0,01 Gew.-% im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts enthalten sein. Bor seigert auf den Phasengrenzen und blockiert somit deren Bewegung. Dies unterstützt die Bildung eines feinkörnigen Gefüges, was die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts verbessert. Beim Zulegieren von Bor sollte genügend Ti zum Abbinden von N zur Verfügung stehen, was die Bildung von schädlichen Bornitriden verhindert, nämlich Ti>3,42*N. Aus technischer Sicht beträgt die Untergrenze für Bor 0,0003%.
Kupfer (Cu) kann als optionales Legierungselement in Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt enthalten sein. Durch Cu können die Streckgrenze und Festigkeit erhöht werden. Um die festigkeitssteigernde Wirkung von Cu effektiv zu nutzen, kann Cu bevorzugt in Gehalten von mindestens 0,03 Gew.-% hinzulegiert werden. Zudem wird bei diesen Gehalten der Widerstand gegen atmosphärische Korrosion erhöht. Gleichzeitig kommt es jedoch mit zunehmenden Cu-Gehalten zu einer deutlichen Abnahme der Bruchdehnung. Darüber hinaus wird die Schweißbarkeit bei Cu-Gehalten von größer 0,5 Gew.-% deutlich reduziert und die Neigung zur Rotbrüchigkeit nimmt zu, weshalb der Cu-Gehalt bis zu 0,5 Gew.-%, bevorzugt 0,2 Gew.-% beträgt.
Nickel (Ni) kann als optionales Legierungselement in Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts enthalten sein. Es ist ebenso wie Chrom ein Inhibitor des Perlits und schon in geringen Mengen wirksam. Bei optionaler Zulegierung mit Nickel von bevorzugt mindestens 0,02 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,05 Gew.-% kann dieser unterstützende Effekt erzielt werden. Im Hinblick auf die angestrebte Einstellung der mechanischen Eigenschaften ist es gleichzeitig zweckmäßig, den Ni-Gehalt auf 0,5 Gew.-% zu begrenzen, wobei sich Ni-Gehalte von höchstens 0,2 Gew.-%, insbesondere 0,1 Gew.-% als besonders praxisgerecht herausgestellt haben.
Optional können Stähle erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte eines oder mehrere Mikrolegierungselemente enthalten. Unter Mikrolegierungselementen werden dabei vorliegend die Elemente Titan (Ti), Niob (Nb) und Vanadin (V) verstanden. Bevorzugt werden dabei Titan und/oder Niob verwendet. Die Mikrolegierungselemente können mit Kohlenstoff Karbide bilden, welche in Form sehr fein verteilter Ausscheidungen zu einer höheren Festigkeit beitragen. Bei einem Gehalt an Mikrolegierungselementen von insgesamt mindestens 0,005 Gew.-% können Ausscheidungen entstehen, welche zum Einfrieren von Korn- und Phasengrenzen während des Austenitisierens führen. Gleichzeitig wird jedoch Kohlenstoff, welcher in atomarer Form günstig für die Stabilisierung des Restaustenits ist, als Karbid abgebunden. Um eine ausreichende Stabilisierung des Restaustenits zu gewährleisten, sollte die Konzentration der Mikrolegierungselemente in Summe nicht mehr als 0,2 Gew.-% betragen. In einer bevorzugten Ausführung beträgt die Summe an Ti und/oder Nb 0,005 - 0,2 Gew.-%.
In einer bevorzugten Ausführung handelt es sich bei dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt um ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt.
In einer weiteren bevorzugten Ausführung können die Stahlflachprodukte zum Zwecke des Korrosionsschutzes optional mit einem metallischen Überzug versehen sein. Hierfür eignen sich insbesondere Beschichtungen auf Zn-Basis. Der Überzug kann insbesondere durch Schmelztauchbeschichten aufgebracht sein.
Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines höchstfesten Stahlflachprodukts umfasst mindestens folgende Arbeitsschritte:

a) Bereitstellen einer Bramme, welche aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%)
- 0,1 - 0,5 % C, bevorzugt 0,12 - 0,4 % C, 1,0 - 3,0 % Mn, bevorzugt 1,9 - 2,7 % Mn, 0,9 - 1,5 % Si, bis zu 1,5 % Al, bis zu 0,008 % N, bis zu 0,020 % P, bis zu 0,005 % S, 0,01 bis 1 % Cr sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente: bis zu 0,2 % Mo, bis zu 0,01 % B, bis zu 0,5 % Cu, bis zu
- 0,5% Ni sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % Mikrolegierungselementen, ausgewählt aus Ti, Nb und V, bevorzugt aus in Summe 0,005 - 0,2 % Ti und/oder Nb, besteht, wobei gilt: 75 ≤ (Mn² + 55* Cr)/Cr ≤ 3000, mit Mn: Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, Cr: Cr-Gehalt des Stahls in Gew.-%;
b) Erwärmen der Bramme auf Temperaturen von 1000-1300°C und Warmwalzen der Bramme zu einem Warmband, wobei die Endwalztemperatur T_ET größer als 850 °C ist;
c) Abkühlen des Warmbands innerhalb von höchstens 25 s auf eine Haspeltemperatur T_HT, die 400 bis 620 °C beträgt und Aufwickeln des Warmbands zu einem Coil;
d) Beizen des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
e) Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts;
f) Erwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Haltezonentemperatur T_HZ, welche mindestens 15 °C oberhalb der A3-Temperatur des Stahls liegt und höchstens 950 °C beträgt, wobei das Erwärmen entweder
- f1) einstufig mit einer mittleren Aufheizrate von 2 - 10 K/s
  oder
- f2) zweistufig mit einer ersten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H1 von 5 - 50 K/s bis zu einer 200 - 400 °C betragenden Wendetemperatur T_W und oberhalb der Wendetemperatur T_W mit einer zweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 von 2 - 10 K/s erfolgt;
g) Halten des Stahlflachprodukts für eine Dauer t_HZ von 5 - 15 s auf der Haltezonentemperatur T_HZ;
h) Abkühlen des Stahlflachprodukts von der Haltezonentemperatur T_HZ auf eine Kühlstopptemperatur T_Q, welche zwischen der Martensitstarttemperatur T_MS und einer Temperatur, die 175 °C kleiner als T_MS ist, liegt, mit
einer ersten Abkühlrate Theta_LK von weniger als 30 K/s für eine erste Abkühlung auf eine Zwischentemperatur T_LK, welche nicht tiefer als 650 °C liegt, und einer zweiten Abkühlrate Theta_Q2 für eine zweite Abkühlung von T_LK auf T_Q, wobei Theta_Q2 mindestens 30 K/s beträgt;
i) Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur T_Q für 1 - 60 Sekunden;
j) Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer ersten Aufheizrate Theta_B1, die zwischen 5 und 100 K/s beträgt, auf eine erste Behandlungstemperatur T_B1, die mindestens T_Q + 10 °C und höchstens 450 °C beträgt, Halten des Stahlflachprodukts auf der ersten Behandlungstemperatur T_B1 für eine Dauer t_B1 von 8,5 s bis 245 s, Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer zweiten Aufheizrate Theta_B2, die zwischen 2 und 50 K/s beträgt, auf eine zweite Behandlungstemperatur T_B2, die mindestens T_B1 + 10 °C und höchstens 500 °C beträgt, optionales Halten des Stahlflachprodukts auf der Behandlungstemperatur T_B2 für eine Dauer t_B2 von bis zu 34 s, wobei die gesamte Behandlungszeit t_BT für das Erwärmen und das isotherme Halten insgesamt zwischen 10 und 250 s beträgt;
k) optionales Beschichten des Stahlflachprodukts in einem Zn-basierten Beschichtungsbad;
l) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur mit einer Abkühlrate Theta_B3 von mindestens 5 K/s.

In Arbeitsschritt a) wird eine auf konventionelle Weise erzeugte Bramme bereitgestellt, die aus einem Stahl der in Arbeitsschritt a) genannten Zusammensetzung besteht.
In Arbeitsschritt b) wird die Bramme auf Temperaturen von 1000-1300°C erwärmt und zu einem Warmband ausgewalzt. Das Warmwalzen erfolgt mit einer Endwalztemperatur T_ET größer 850 °C in ansonsten üblicher Weise. Die Endwalztemperatur T_ET soll höher als 850 °C sein, um während des Walzvorgangs die Bildung grober, polygonaler Ferritkörner zu vermeiden.
In Arbeitsschritt c) wird das Warmband nach dem Warmwalzen und vor dem Haspeln abgekühlt und anschließend mit der Haspeltemperatur T_HT zu einem Coil aufgewickelt. Um die Bildung polygonalen Ferrits zu reduzieren oder bevorzugt vollständig zu unterdrücken, erfolgt die Abkühlung innerhalb einer Zeitspanne t_RG von gleich oder weniger als 25 s, das heißt innerhalb von höchstens 25 s. Dabei ist t_RG die Zeitspanne, welche nach Abschluss des Walzvorgangs, das heißt nach dem letzten Walzstich beginnt und nach Abschluss des Abkühlvorgangs, das heißt mit Erreichen der Haspeltemperatur T_HT, endet. Die Entstehung polygonalen Ferrits kann besonders effektiv minimiert werden, wenn t_RG höchstens 18 s, bevorzugt höchstens 15 s beträgt. Typischerweise beträgt t_RG aus prozesstechnischen Gründen mindestens 2 s, in der Regel mindestens 5 s.
Um die Bildung des unerwünschten Gefügebestandteils Perlit zu verhindern, erfolgt das Haspeln bei einer Haspeltemperatur T_HT von höchstens 620 °C. In einer bevorzugten Ausführung wird die Haspeltemperatur T_HT auf höchstens 600 °C eingestellt, was sich zusätzlich positiv auf die Vermeidung polygonalen Ferrits auswirkt. Besonders bevorzugt werden dabei Haspeltemperaturen von höchstens 580 °C, um den Anteil an Bainit im Gefüge des Warmbands zu erhöhen. Wird die Haspeltemperatur so gewählt, dass sie zwischen 620 °C bis 580 °C liegt, so nimmt der Anteil an Bainit und an bainitischem Ferrit mit abnehmender Haspeltemperatur zu. Somit lässt sich ein gleichmäßiges Gefüge ohne große Härtedifferenzen erzielen, was die Einhaltung enger Dicken- und Breitentoleranzen beim nachfolgenden Kaltwalzschritt ermöglicht. Ein weiterer positiver Effekt der geringen Haspeltemperaturen, stellt die verringerte Empfindlichkeit für Korngrenzenoxidation dar. Generell gilt, je höher die Haspeltemperatur, desto wahrscheinlicher diffundieren sauerstoffaffine Elemente, wie z.B. Si, Cr oder Mn zur Korngrenze und bilden dort stabile Oxide, die die Oberflächenqualität verringern und eine optionale spätere Beschichtung erschweren. Die Haspeltemperatur T_HT sollte allerdings auch nicht niedriger als 400 °C gewählt werden, da bei geringeren Haspeltemperaturen die Kaltwalzbarkeit aufgrund von umfangreicher Martensitbildung beeinträchtigt wird. Martensit stellt eine besonders harte und spröde Phase dar, die die Kaltwalzbarkeit negativ beeinflusst. Zudem steht bei geringeren Haspeltemperaturen nicht mehr ausreichend thermische Energie zur Umverteilung des Mn zur Verfügung.
Bei Einhalten der erfindungsgemäßen Abkühlzeit t_RG und Haspeltemperatur T_HT wird in den ersten Minuten des Haspelns ein größtenteils bainitisches Gefüge erzeugt. Dieses besteht hauptsächlich aus sehr fein verteiltem bainitischem Ferrit und sehr fein verteiltem Austenit, wobei die Korngrößen des Ferrits und des Austenits jeweils im Nanometerbereich liegen. Dabei ist der kürzeste Abstand zwischen zwei Phasen typischerweise kleiner oder gleich 20 µm. Bei Mn handelt es sich um einen starken Austenitbildner, weshalb es eine Triebkraft für eine Umverlagerung von Mn-Atomen aus den ferritischen Gefügebestandteilen in die Austenitkörner gibt. Während der Abkühlung im Coil, welche sehr langsam verläuft, diffundiert Mn aus dem Ferrit in den Austenit. Dadurch verarmen die ferritischen Gefügebestandteile an Mn in einem Bereich, welcher direkt hinter der Phasengrenzfläche von Ferrit zu Austenit liegt. Dieser an Mn abgereicherte Bereich ist wenige Nanometer breit. Gleichzeitig reichert sich in den Austenitkörnern direkt hinter der Phasengrenze Mn an. Der Diffusionsvorgang ist lokal auf einen wenige Nanometer breiten Bereich um die Phasengrenze zwischen Austenit und Ferrit beschränkt, da die Volumendiffusion von Mn in einem Temperaturbereich zwischen 620 °C und 400 °C sehr langsam abläuft. Mit voranschreitender Abkühlung auf Temperaturen unterhalb von 400 °C zerfällt der Austenit zum Teil zu Eisenkarbiden. Dies hat jedoch keinen Einfluss auf die Umverteilung von Mn, da die Diffusionsgeschwindigkeit von Mn unterhalb von 400 °C zu gering ist und auch keine thermodynamische Triebkraft für eine Homogenisierung zur Verfügung steht.
Unterstützt wird der Diffusionsvorgang des Mn durch sehr niedrige Abkühlgeschwindigkeiten und dementsprechend lange Haltezeiten. Das Einstellen niedriger Abkühlgeschwindigkeiten kann in einer bevorzugten Ausführung durch eine Abkühlung des Warmbands im Coil an Luft, insbesondere an stehender Luft, erfolgen.
In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform kann das Coilgewicht dazu genutzt werden, um die Abkühlung im Coil zu beeinflussen. Je schwerer ein Coil ist, umso langsamer erfolgt die Abkühlung, weil das Verhältnis von Coilmasse zu Coiloberfläche zunimmt. So kann eine langsame Abkühlung und damit eine Umverteilung von Mn im Warmband unterstützt werden, wenn die Coilmasse m_CG mindestens 10 t, besonders bevorzugt mindestens 15 t, ganz besonders bevorzugt mindestens 20 t beträgt.
Nach dem Abkühlen im Coil wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise gebeizt (Arbeitsschritt d)) und anschließend in konventioneller Weise einem Kaltwalzen unterzogen (Arbeitsschritt e)).
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt f) auf eine Glühtemperatur T_HZ, welche auch als Haltezonentemperatur bezeichnet werden kann, erwärmt. Das Aufheizen erfolgt entweder einstufig mit einer mittleren Aufheizrate von 2 - 10 K/s, bevorzugt 5 - 10 K/s. Alternativ kann das Aufheizen auch zweistufig erfolgen. Dabei wird das Stahlflachprodukt zunächst bis zum Erreichen einer Wendetemperatur T_W, welche 200 - 400 °C beträgt, mit einer Aufheizgeschwindigkeit Theta_H1 von 5 - 50 K/s erwärmt. Oberhalb der Wendetemperatur T_W erfolgt das Aufheizen bis zum Erreichen der Haltezonentemperatur T_HZ mit einer Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 von 2 - 10 K/s. Beim zweistufigen Aufheizen ist die erste Aufheizgeschwindigkeit Theta_H1 ungleich der zweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 . Vorzugsweise ist Theta_H2 kleiner als Theta_H1.
In einer bevorzugten Ausführung wird das Stahlflachprodukt in einem Durchlaufofen erwärmt. In einer besonders bevorzugten Ausführung wird das Stahlflachprodukt in einem Ofen erwärmt, welcher mit keramischen Strahlrohren ausgestattet ist, was insbesondere für das Erreichen von Bandtemperaturen oberhalb von 900 °C von Vorteil ist.
Die Haltezonentemperatur T_HZ liegt mindestens 15 °C, bevorzugt mehr als 15 °C, oberhalb der A3-Temperatur des Stahls, um eine vollständige Gefügeumwandlung in den Austenit zu ermöglichen. Die A3-Temperatur ist analysenabhängig und kann mit Hilfe der folgenden empirischen Gleichung abgeschätzt werden: $A 3 [° C] = 910 - 15,2 % Ni + 44,7 % Si + 31,5 % Mo - 21,1 % Mn - 203 * \sqrt % C$
mit %C=C-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Ni=Ni-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Si=Si-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mo=Mo-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mn=Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%.
Die Haltezonentemperatur T_HZ ist auf höchstens 950 °C beschränkt, da bei höheren Temperaturen und längeren Haltezeiten die bereits im Warmband erzeugte Mn-Anreicherung im Austenit und die Mn-Abreicherung im Ferrit wieder homogenisiert werden könnten. Zudem können durch auf 950 °C eingeschränkte Glühtemperaturen Betriebskosten eingespart werden.
Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt g) für eine Haltedauer t_HZ von 5 - 15 s auf der Haltezonentemperatur T_HZ gehalten. Die Haltedauer t_HZ soll 15 Sekunden nicht überschreiten, um die Bildung eines groben Austenitkorns sowie ein unregelmäßiges Austenitkornwachstum und damit negative Auswirkungen auf die Umformbarkeit des Stahlflachprodukts zu vermeiden. Die Haltedauer sollte mindestens 5 s dauern, um eine vollständige Umwandlung in Austenit sowie eine homogene C-Verteilung im Austenit zu erzielen. Die Ausbildung der Mn-armen Zone wird durch eine lange t_HZ und die damit verbundene Mn-Homogenisierung ebenfalls negativ beeinflusst. Eine zu lange Haltezeit t_HZ führt zu einer gleichmäßigen Verteilung des Mangans und somit nicht zur Bildung des Mn-armen Ferritsaums.
In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt von der Haltezonentemperatur T_HZ auf eine Kühlstopptemperatur T_Q abgekühlt. Durch die Abkühlung in Arbeitsschritt h) entsteht Martensit, welcher auch als primärer Martensit bezeichnet wird. Die Abkühlung erfolgt zweistufig. Es erfolgt mindestens über einen Teil des Temperaturbereichs zwischen T_HZ und T_Q eine schnelle Abkühlung mit einer Abkühlrate Theta_Q von mindestens 30 K/s. Die Schnellabkühlungsrate Theta_Q wird im Fall der zweistufigen Abkühlung als Theta_Q2 bezeichnet.
Bei der zweistufigen Abkühlung wird das Stahlflachprodukt zunächst mit einer ersten Abkühlrate Theta_LK, welche weniger als 30 K/s beträgt, auf eine Zwischentemperatur T_LK abgekühlt. In einer bevorzugten Ausführung ist Theta_LK größer als 0,1 K/s, um die Bildung von Ferritanteilen von mehr als 10% möglichst zu vermeiden. T_LK ist dabei kleiner als T_HZ und nicht tiefer als 650 °C, um die Bildung von Ferritanteilen von mehr als 10% zu vermeiden. Nach Erreichen der Zwischentemperatur T_LK erfolgt unterbrechungsfrei die weitere Abkühlung auf die Kühlstopptemperatur T_Q mit einer zweiten Abkühlrate Theta_Q2, welche mindestens 30 K/s beträgt. Der maximale Wert für Theta_Q2 beträgt 1000 K/s, bevorzugt maximal 500 K/s, besonders bevorzugt maximal 200 K/s, um eine gleichmäßige Temperaturverteilung zu gewährleisten. Die zweistufige Abkühlung wird im Temperaturbereich unterhalb von 650 °C mit mindestens 30 K/s durchgeführt, um sowohl die Bildung von Ferritanteilen von mehr als 10% als auch eine bainitische Umwandlung zu vermeiden. Besonders sicher lassen sich die ferritische und die bainitische Umwandlung einschränken, wenn darüber hinaus die Zeit t_LK für die Abkühlung von T_HZ auf T_LK nicht mehr als 30 Sekunden beträgt.
Zur Steuerung der Martensitbildung wird die Kühlstopptemperatur T_Q so gewählt, dass T_Q zwischen der Martensitstarttemperatur, T_MS, und einer Temperatur, die bis zu 175 °C kleiner als T_MS ist, liegt. Es gilt: $(T_MS - 175 ° C) < T_Q < T_MS .$
In einer bevorzugten Ausführung kann T_Q so gewählt werden, dass T_Q zwischen einer Temperatur, die um 75 °C kleiner als T_MS ist und einer Temperatur, die um 150 °C kleiner als T_MS ist, liegt: (T_MS-150°C) < T_Q < (T_MS-75°C).
Unter der Martensitstarttemperatur T_MS wird dabei die Temperatur verstanden, bei welcher die Umwandlung von Austenit in Martensit beginnt. Die Martensitstarttemperatur kann mit Hilfe der folgenden Gleichung abgeschätzt werden: $T_MS [° C] = 539 ° C + (- 423 % C - 30,4 % Mn - 7,5 % Si + 30 % Al) ° C / Gew . - %$
mit %C=C-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mn=Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Si=Si-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Al=Al-Gehalt des Stahls in Gew.-%.
Mangan verringert die Martensitstarttemperatur, weil Mn als Austenitbildner die thermodynamische Triebkraft für die Martensitbildung hemmt. Somit wird die Martensitbildung durch verringerte Mn-Gehalte gefördert. Aus diesem Grund bilden sich die ersten Martensitlanzetten bevorzugt in Bereichen, die an Mn verarmt sind, wohingegen Bereiche mit erhöhtem Mn-Gehalt vornehmlich austenitisch bleiben. Somit liegen die Phasengrenzen von Austenit zu Martensit bevorzugt an Stellen lokaler Mn-Anreicherungen und lokaler Mn-Abreicherungen. Diese Stellen lokaler Mn-Anreicherungen und lokaler Mn-Abreicherungen wurden bereits während des Warmbandherstellungsprozesses erzeugt und sind fein verteilt im Werkstoff vorhanden. Typischerweise sind die Stellen lokaler Mn-Anreicherungen und lokaler Mn-Abreicherungen im Abstand von weniger als 5 µm, bevorzugt weniger als 1 µm zueinander, im Werkstoff verteilt.
Das auf T_Q abgekühlte Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt i) für eine Dauer t_Q, welche 1 - 60 Sekunden beträgt, auf der Kühlstopptemperatur T_Q gehalten, um eine Homogenisierung der Temperaturverteilung im Stahlflachprodukt sowohl über die Dicke als auch über die Breite zu erreichen. Eine homogene Verteilung der Temperatur über die Dicke und Breite des Stahlflachprodukts begünstigt die Ausbildung eines besonders feinen Gefüges. Typischerweise beträgt die durchschnittliche Korngröße weniger als 20 µm. In einigen Fällen können auch Gefüge mit durchschnittlichen Korngrößen von weniger als 15 µm oder sogar weniger als 10 µm auftreten. Typischerweise liegt über die Dicke und Breite des Stahlflachprodukts ein gleichmäßiges Gefüge aus primärem Martensit und Restaustenit vor, was sich günstig auf die Umformbarkeit des kaltgewalzten und geglühten Endprodukts, hier des Coils oder der abgetafelten Bleche auswirkt. Die Temperaturverteilung kann besonders sicher erzielt werden, wenn das Stahlflachprodukt mindestens 5 s, besonders bevorzugt mindestens 10 s, auf T_Q gehalten wird.
Nach dem Halten auf T_Q wird das Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt j) wiedererwärmt. Bei der Erwärmung wird das Stahlflachprodukt zunächst mit einer ersten Aufheizrate Theta_B1, welche zwischen 5 und 100 K/s beträgt, auf eine erste Behandlungstemperatur T_B1, welche um mindestens 10 °C über der Kühlstopptemperatur T_Q liegt, erwärmt. Die Behandlungstemperatur T_B1 beträgt mindestens T_Q +10°C, bevorzugt T_Q + 15°C, besonders bevorzugt T_Q + 20°C, und höchstens 450°C. Danach wird das Stahlflachprodukt mit einer zweiten Aufheizrate Theta_B2, welche zwischen 2 und 50 K/s beträgt, auf eine zweite Behandlungstemperatur T_B2, welche mindestens um 10 °C über der ersten Behandlungstemperatur T_B1 liegt, erwärmt. Die zweite Behandlungstemperatur T_B2 beträgt mindestens T_B1 + 10 °C, bevorzugt mindestens T_B1 + 15 °C, besonders bevorzugt mindestens T_B1 + 20 °C. Die zweite Behandlungstemperatur T_B2 beträgt höchstens 500 °C. Das Stahlflachprodukt kann in einem anschließenden optionalen Behandlungsschritt auf der zweiten Behandlungstemperatur T_B2 für eine Dauer t_B2 von bis zu 34 s isotherm gehalten werden. Die gesamte Behandlungsdauer t_BT, welche das Erwärmen auf T_B1, das isotherme Halten auf T_B1, das Erwärmen auf T_B2 und das optionale Halten auf T_B2 umfasst, beträgt dabei zwischen 10 und 250 Sekunden.
Während des Erwärmens auf die erste Behandlungstemperatur T_B1 wird der Restaustenit mit Kohlenstoff aus dem übersättigten primären Martensit angereichert. In einer bevorzugten Ausführung ist dabei das Verhältnis von primärem Martensit zu Restaustenit größer als 2:1, da sich ein solches Verhältnis zum Erreichen eines guten Umformverhaltens als besonders günstig erwiesen hat. Bei einem Verhältnis von primärem Martensit zu Restaustenit größer 2:1 kann der Effekt einer erhöhten thermodynamischen Triebkraft genutzt werden, um die Verlagerung des Kohlenstoffs in den Restaustenit zu unterstützen. Wegen der vergleichsweise niedrigen Atommasse sowie der hohen Diffusibilität des Kohlenstoffs insbesondere im kubischraumzentrierten Gitter des Martensits beginnt der Diffusionsprozess bereits ab der Kühlstopptemperatur T_Q und somit mit Beginn der martensitischen Umwandlung. Da die Diffusibilität des Kohlenstoffs im kubisch-flächenzentrierten Gitter des Austenits wesentlich geringer ist als im Martensit, reichern sich C-Atome an der Phasengrenze zwischen dem primären Martensit und dem Austenit an. Diese Anreicherung führt zu einem lokalen Anstieg der C-Konzentration an dieser Stelle, welche mehrere Gewichtsprozente betragen kann. Um eine ausreichende Anreicherung von C-Atomen an der Phasengrenze zwischen dem primären Martensit und dem Austenit zu gewährleisten, sollte die erste Behandlungstemperatur T_B1 mindestens 10 °C, bevorzugt mindestens 15 °C, besonders bevorzugt mindestens 20 °C über der Kühlstopptemperatur T_Q liegen. Um einen zu hohen lokalen Anstieg der C-Konzentration an dieser Stelle zu verhindern, sollte T_B1 nicht über 450 °C, bevorzugt nicht über 430 °C, und die Dauer für das isotherme Halten auf T_B1 nicht mehr als 245 s, bevorzugt höchstens 200 s, besonders bevorzugt höchstens 150 s betragen.
Durch das Erwärmen auf die zweite Behandlungstemperatur T_B2 wird die thermodynamische Stabilität des Restaustenits soweit erhöht, dass es lokal zu einer Ausdehnung der Austenitphase kommt. Dabei werden die aufgestauten C-Atome zunächst vom Restaustenit aufgenommen. Im Verlauf der Erwärmung nimmt bei weiterer Temperaturerhöhung auch die Diffusion des Kohlenstoffs im Restaustenit zu. Dadurch wird der Konzentrationsgradient des C-Gehalts an der Phasengrenze von primärem Martensit zu Austenit abgebaut, sodass der Kohlenstoff im Restaustenit annähernd gleichmäßig und homogen verteilt ist. Um eine ausreichende Homogenisierung zu gewährleisten, liegt die zweite Behandlungstemperatur T_B2 mindestens um 10 °C, bevorzugt mindestens 15 °C, besonders bevorzugt mindestens 20 °C über der ersten Behandlungstemperatur T_B1 und beträgt höchstens 500 °C. Mit der Homogenisierung des Kohlenstoffs weichen die Korngrenzen des Restaustenits zurück, sodass der Anteil des während des isothermen Haltens auf der Behandlungstemperatur T_B1 gebildeten Restaustenits abnimmt. Durch die sich bewegende Phasengrenze wird der Kohlenstoff in den während des Erwärmens auf die zweite Behandlungstemperatur T_B2 gebildeten, zurückgewichenen Restaustenit transportiert. Gleichzeitig wird durch die Erwärmung die Diffusibilität des Mangans im Bereich der Phasengrenze erhöht, was zu einer Anreicherung von Mangan im zurückgewichenen Restaustenit führt. Als vorteilhaft für die Kohlenstoff- und die Mangandiffusion hat sich auch ein optionales Halten bei der Behandlungstemperatur T_B2 für eine Dauer von bis zu 34 s erwiesen. Entlang der zurücktretenden Austenitphasengrenze entsteht ein Saum aus Mangan-armem Ferrit, welcher eine Breite von wenigen Nanometern, insbesondere gleich oder weniger als 12 nm aufweist. Der Mn-arme Ferritsaum bildet sich vor allem in den bereits während der Erzeugung der Warmbänder in den Arbeitsschritten b) und c) gebildeten Mn-armen Bereichen, da in diesen Bereichen die Ferritbildung besonders begünstigt ist. Der Mn-arme Ferritsaum ist wesentlich duktiler als die restlichen Gefügebestandteile. Im Endprodukt dient dieser duktile Ferrit als Ausgleichszone zwischen unterschiedlich stark plastifizierenden Gefügebestandteilen, wie zum Beispiel angelassener und nichtangelassener Martensit. Der Mn-arme Ferritsaum wirkt gemeinsam mit dem Restaustenit einer Ausbreitung von Mikrorissen entgegen, wodurch insbesondere die Lochaufweitung verbessert wird.
Die Dauer des Aufheizens auf T_B1 wird vorliegend als t_BR1 bezeichnet. t_BR1 kann aus dem Quotienten der Differenz der Behandlungstemperatur T_B1 und der Kühlstopptemperatur T_Q durch die Aufheizrate Theta_B1 ermittelt werden: $t_BR1 = (T_B1 - T_Q) / Theta_B 1$
mit t_BR1 = Aufheizdauer in s; T_B1 = Behandlungstemperatur in °C; T_ Q = Kühlstopptemperatur in °C; Theta_B1 = Aufheizrate in K/s.
Bei einem schnelleren Aufheizen mit Aufheizraten Theta_B1 größer als 100 K/s ist die gleichmäßige Einstellung der Behandlungstemperatur T_B1 über die Bandbreite prozess- und regelungstechnisch nur schwer zu erreichen. Bei einem sehr langsamen Aufheizen mit Aufheizraten Theta_B1 kleiner als 5 K/s, verläuft der Prozess sehr langsam und es bilden sich vermehrt Karbide. Durch die Karbide wird jedoch Kohlenstoff gebunden, welcher dann nicht mehr zur Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung steht. Zudem sind diese Karbide spröde, wodurch ein Fließen im Material verhindert wird, was wiederum eine Verschlechterung der späteren makroskopischen Eigenschaften, wie z.B. des Tiefziehverhältnisses, der Bruchdehnung und der Lochaufweitung bewirkt.
Eine vollständige Vermeidung der Karbidbildung ist prozesstechnisch in der Regel nicht möglich. Jedoch kann die Länge der Karbide, welche die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts beeinflusst, über die Aufheizrate beeinflusst werden. Die Aufheizrate Theta_B1 beträgt zwischen 5 und 100 K/s, um die Länge der Karbide auf höchstens 250 nm, bevorzugt höchstens 175 nm einzustellen. Unter der Länge der Karbide wird vorliegend die jeweils längste Achse der Karbide verstanden.
Die mittlere Aufheizrate Theta_B2, mit welcher das Stahlflachprodukt beim zweistufigen Erwärmen von der ersten Behandlungstemperatur T_B1 auf die zweite Behandlungstemperatur T_B2 gebracht wird, beträgt 2 bis 50 K/s. Die Dauer, in welcher das Stahlflachprodukt von T_B1 auf T_B2 gebracht wird, wird vorliegend als t_BR2 bezeichnet. t_BR2 beträgt 0 bis 35 s. Die mittlere Wärmebehandlungsrate Theta_B2 kann ermittelt werden zu $Theta_B2 = (T_B2 - T_B1) / t_BR2$
mit Theta_B2 = Wärmebehandlungsrate in K/s; t_BR2 = Dauer, in welcher das Stahlflachprodukt von T_B1 auf T_B2 gebracht wird, in s; T_B1 bzw. T_B2 = Behandlungstemperatur in °C.
Grundsätzlich kann das Erwärmen mittels konventioneller Erwärmungsvorrichtungen durchgeführt werden. Als besonders effektiv hat sich jedoch der Einsatz von Strahlrohren oder eines Boosters erwiesen.
In Arbeitsschritt j) wird das Stahlflachprodukt isotherm auf der Behandlungstemperatur T_B1 und optional auf der Behandlungstemperatur T_B2 gehalten. Ein isothermes Halten auf T_B1 und optional auf T_B2 kann zur Unterstützung der Umverteilung des Kohlenstoffs genutzt werden. Das Stahlflachprodukt wird für eine Dauer t_B1 zwischen 8,5 bis 245 s auf der Behandlungstemperatur T_B1 und optional für eine Dauer t_B2 von bis zu 34 s auf der Behandlungstemperatur T_B2 gehalten. In einer bevorzugten Ausführung beträgt dabei die Dauer des Aufheizens auf T_B2 sowie die Haltedauer auf der Temperatur T_B2 in Summe höchstens 35 s, das heißt also (t_B2+t_BR2) ≤ 35 s, bevorzugt weniger als 25 s und besonders bevorzugt weniger als 20 s.
Die gesamte Behandlungsdauer t_BT, während der das Stahlflachprodukt auf T_B1 erwärmt, auf T_B1gehalten, auf T_B2 erwärmt und optional auf T_B2 gehalten wird, sollte zwischen 10 und 250 s betragen. Kürzere Behandlungsdauern als 10 s wirken sich nachteilig auf die Umverteilung des Kohlenstoffs aus. Längere Behandlungsdauern als 250 s fördern die unerwünschte Karbidbildung.
Während des Haltens oder direkt während des Erwärmens in Arbeitsschritt j) kann das Stahlflachprodukt in einem optionalen Arbeitsschritt k) einer Schmelztauchbeschichtung in einem Zn-basierten Beschichtungsbad unterzogen werden. Die Dauer, mit welcher das Stahlflachprodukt durch das Beschichtungsbad geführt wird, ist in der Haltezeit t_B2 oder in der Aufheizdauer t_BR2 enthalten.
Für die Vermeidung von Festigkeitsverlusten hat es sich als günstig erwiesen, die Dauer t_BR2 für das Erwärmen auf die zweite Behandlungstemperatur T_B2 sowie die Haltezeit t_B2 kurz zu halten. Insbesondere hat es sich als günstig erwiesen, wenn die Haltezeit t_B2 Null Sekunden beträgt, sodass das Stahlflachprodukt von der zweiten Aufheizphase t_BR2 direkt in das Beschichtungsbad übergeht. So können hohe Festigkeitswerte besonders sicher erreicht werden, wenn die Dauer t_BR2 für das Aufheizen auf T_B2 und die optionale Haltezeit t_B2 zusammen höchstens 35 s, bevorzugt weniger als 25 s und besonders bevorzugt weniger als 20 s beträgt.
Für das Schmelztauchbeschichten geeignete Beschichtungsbäder haben folgende Zusammensetzung: $\geq 96 Gew . - % Zn, 0,5 - 2 Gew . - % Al, 0 - 2 Gew . - % Mg .$
Die Beschichtungsbäder weisen typischerweise Temperaturen von 450 - 500 °C auf.
Nach dem optionalen Beschichten in Arbeitsschritt k) oder - falls Arbeitsschritt k) entfällt - nach dem Erwärmen und optionalen Halten auf Behandlungstemperatur T_B2 in Arbeitsschritt j) wird das Stahlflachprodukt in einem weiteren Arbeitsschritt l) mit einer Abkühlrate Theta_B3, welche mehr als 5 K/s beträgt, abgekühlt. Die Abkühlrate soll mehr als 5 K/s betragen, um die Bildung von sekundärem Martensit zu ermöglichen. Unter sekundärem Martensit wird dabei der Martensit verstanden, der während der Abkühlung in Arbeitsschritt l) gebildet wird. Da der sekundäre Martensit keine Erwärmungsbehandlung erfährt, wird er vorliegend auch als nicht angelassener Martensit bezeichnet.
Das erfindungsgemäß hergestellte Stahlflachprodukt hat ein besonders feinkörniges Gefüge mit einer durchschnittlichen Korngröße von weniger als 20 µm, welches einen Gesamtmartensitanteil von mindestens 80 Flächen%, wovon mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit und höchstens 25 Flächen-% nicht angelassener Martensit ist, mindestens 5 Vol.-% Restaustenit, 0,5 bis 10 Flächen-% Ferrit und höchstens 5 Flächen-% Bainit enthält.
Im Gefüge liegen Karbide mit einer Länge von gleich oder kleiner 250 nm, insbesondere kleiner 250 nm, und bevorzugt kleiner 175 nm, vor. Der Restaustenit ist von einem Mn-armen Ferrit Saum umgeben. Dieser Saum bildet in einem Bereich der Phasengrenze zwischen angelassenem Martensit und Restaustenit eine Mn-arme Zone, deren Mn-Gehalt höchstens 50%, insbesondere weniger als 50% des mittleren Gesamt-Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts, bevorzugt höchstens 30%, insbesondere weniger als 30 % des mittleren Gesamt-Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts beträgt. Die Breite des Mn-armen Ferritsaums beträgt mindestens 4 nm, insbesondere mehr als 4 nm, und bevorzugt mindestens 8 nm, insbesondere mehr als 8 nm. Die Breite des Mn-armen Ferritsaums beträgt höchstens 12 nm, insbesondere weniger als 12 nm, und bevorzugt höchstens 10 nm, insbesondere weniger als 10 nm.
Vorliegend wird der mittlere Gesamt-Mn-Gehalt des Stahlflachprodukts mit dem mittleren Mn-Gehalt der Stahlschmelze, aus welcher das Stahlflachprodukt erzeugt wurde, gleichgesetzt.
Martensit: Der Gesamtmartensitanteil im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt mindestens 80 Flächen-%. Der im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorliegende Martensit wird zum ersten während der ersten Abkühlung in Arbeitsschritt h) und zum zweiten während der zweiten Abkühlung in Arbeitsschritt l) gebildet. Der bei der ersten Abkühlung gebildete Martensit wird auch als primärer Martensit, der bei der zweiten Abkühlung gebildete Martensit wird auch als sekundärer Martensit bezeichnet. Der primäre Martensit wird in Arbeitsschritt j) erwärmt. Der erwärmte primäre Martensit wird auch als angelassener Martensit oder als primärer angelassener Martensit bezeichnet. Die Summe der Martensitanteile des angelassenen und des sekundären Martensits wird auch als Gesamtmartensitanteil bezeichnet. Martensit trägt als harter Gefügebestandteil wesentlich zur Festigkeit des Stahlflachprodukts bei. Der Gesamtmartensitanteil beträgt mindestens 80 Flächen-%, um ein Stahlflachprodukt mit einer Zugfestigkeit Rm von mindestens 900 MPa zu erhalten.
Angelassener Martensit: Der primäre Martensit, der vor der Erwärmung, welche in Arbeitsschritt j) durchgeführt wird, gebildet wird, ist die Quelle für den Kohlenstoff, der während der Erwärmungsbehandlung in den Restaustenit diffundiert und diesen stabilisiert. Nach der Erwärmungsbehandlung wird dieser Martensit als angelassener Martensit bezeichnet. Sein Anteil sollte mindestens 75 Flächen-% am Gesamtmartensitanteil betragen, um einen Biegewinkel, welcher größer als 80° ist und eine Lochaufweitung, welche größer als 25 % ist, zu gewährleisten.
Sekundärer Martensit: Der sekundäre Martensit entsteht aus dem in den Behandlungsschritt j) unzureichend stabilisierten Restaustenit und trägt zur Festigkeit bei. In Anteilen von größer 25 Flächen-% des Gesamtmartensitanteils führt der sekundäre Martensit zu einer verfrühten Rissbildung bei der Umformung und ist daher unter 25 Flächen-% zu halten.
Restaustenit: Im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts liegt bei Raumtemperatur Restaustenit vor. Restaustenit trägt zur Verbesserung der Dehnungseigenschaften bei. Um eine ausreichende Dehnung zu gewährleisten, sollte der Anteil an Restaustenit mindestens 5 Vol.-% betragen.
Ferrit: Ferrit weist eine geringere Festigkeit als Martensit auf, kann aber in geringen Mengen die Umformbarkeit unterstützen. Darum ist der Anteil an Ferrit im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf 0,5 bis 10 Flächen-% begrenzt. Durch den während des Wiedererwärmens, Arbeitsschritt j), gebildeten Mn-armen Ferrit Saum, liegt ein Mindest Ferrit-Gehalt von 0,5 Flächen-% im Gefüge vor.
Bainit: Bei der Phasenumwandlung des Austenits kann prinzipiell auch Bainit entstehen. Bei der Umwandlung von Austenit in Bainit wird ein Teil des gelösten Kohlenstoffs in den Bainit eingebaut und steht damit nicht mehr für eine Anreicherung des Kohlenstoffs im Austenit zur Verfügung. Um möglichst viel Kohlenstoff für eine Anreicherung des Austenits zur Verfügung zu stellen, sollte der Bainitanteil auf höchstens 5 Flächen-% begrenzt werden. Je geringer der Bainitgehalt ist, umso sicherer können die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts erreicht werden. Besonders sicher können die mechanischen Eigenschaften erreicht werden, wenn die Bildung des Bainits vollständig unterdrückt werden kann und der Bainitgehalt auf bis zu 0 Flächen-% reduziert ist.
Mn-armer Ferritsaum: Im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt sind die Restaustenitkörner von einem schmalen Mn-armen Ferritsaum umgeben. Während des Erwärmens auf Behandlungstemperatur T_B1 bzw. T_B2 und während des Haltens auf T_B1 bzw. T_B2 entsteht um die Restaustenitkörner eine Mn-arme Zone, die aus einem Mn-armen Ferritsaum besteht. Der Mn-arme Ferrit Saum ist wesentlich duktiler als die ihn umgebenden Gefügebestandteile. Er stellt eine Ausgleichszone zwischen unterschiedlich stark plastifizierenden Gefügebestandteilen dar und wirkt somit einer Ausbreitung von Mikrorissen entgegen. Dies führt zu einer Verbesserung des Umformverhaltens, insbesondere der Lochaufweitung und des maximalen Tiefziehverhältnisses, des Endprodukts. Der Mn-Gehalt beträgt in der Mn-armen Zone höchstens 50%, insbesondere weniger als 50% des mittleren Gesamt-Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts, um eine Lochaufweitung von mehr als 25% und einen Biegewinkel von mehr als 80° zu erzielen. Dieser Effekt kann besonders sicher erreicht werden, wenn der Mn-Gehalt in der Mn-armen Zone höchstens 30%, insbesondere weniger als 30 % des mittleren Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts beträgt. Die Breite des Mn-armen Ferrit Saums beträgt mindestens 4 nm, insbesondere mehr als 4 nm, da erst ab 4 nm Breite ein duktiler Ausgleich entstehen kann. Wäre der Mn-arme Ferrit Saum schmaler, würde die Zone nicht mehr effektiv zum Duktilitätsausgleich beitragen, sondern die Umformung wäre bereits durch Korngrenzeneffekte beeinflusst. Der Duktilitätsausgleich kann besonders sicher erreicht werden, wenn der Mn-arme Ferritsaum bevorzugt mindestens 8 nm, insbesondere mehr als 8 nm breit ist. Die Breite des Mn-armen Ferritsaums wächst mit zunehmender Behandlungszeit während des Behandlungsschritts j). Da der positive Beitrag des Saums ab 12 nm gesättigt ist und mit zunehmender Behandlungsdauer während des Arbeitsschritts j) die Gefahr der Karbidbildung zunimmt, sollte die Breite des Saums höchstens 12 nm, insbesondere weniger als 12 nm, betragen. Dieser Effekt kann besonders sicher erreicht werden, wenn der Mn-arme Ferritsaum bevorzugt höchstens 10 nm, insbesondere weniger als 10 nm breit ist.
Karbide: Durch Karbide wird Kohlenstoff abgebunden. Der in Karbidform gebundene Kohlenstoff steht nicht für eine Umverteilung in den Austenit zur Verfügung. Außerdem weisen Karbide ein sprödes Bruchverhalten auf. Durch das spröde Verhalten der Karbide wird ein plastisches Fließen im Material verhindert, was zu einer Verschlechterung der makroskopischen Eigenschaften, wie zum Beispiel des maximalen Tiefziehverhältnisses und/oder der Lochaufweitung führt. Die maximale Länge der Karbide sollte gleich oder weniger als 250 nm betragen, um eine Verschlechterung der Bruchdehnung und/oder der Lochaufweitung zu vermeiden. Die mechanisch-technologischen Eigenschaften können besonders sicher erreicht werden, wenn die Länge der Karbide bevorzugt weniger als 175 nm beträgt. Unter der Länge eines Karbids wird dabei seine jeweils längste Achse verstanden. Vorliegend werden unter dem Begriff "Karbide" allgemein Kohlenstoffausscheidungen verstanden. Dabei handelt es sich um Ausscheidungen, bei welchen Kohlenstoff zusammen mit im Stahlflachprodukt vorhandenen Elementen Verbindungen wie beispielsweise Eisenkarbide, Chromkarbide, Titankarbide, Niobkarbide oder Vanadinkarbide bildet.
Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht die Herstellung eines Stahlflachprodukts mit einer Zugfestigkeit Rm von 900 bis 1500 MPa, einer Dehngrenze Rp02, die gleich oder mehr als 700 MPa und weniger als die Zugfestigkeit des Stahlflachprodukts beträgt, einer Dehnung A80 von 7 bis 25 %, einem Biegewinkel, welcher größer als 80° ist, einer Lochaufweitung, welche größer als 25 % ist, und einem maximalen Tiefziehverhältnis β_max, für welches folgende Beziehung gilt: $β_{\max} \geq - 1,9 \cdot 10^{- 6} \times {(R_{m})}^{2} + 3,5 \cdot 10^{- 3} \times R_{m} + 0,5$
mit Rm: Zugfestigkeit des Stahlflachprodukts in MPa.
In einer bevorzugten Ausführung weist das Stahlflachprodukt ein ausgewogenes Verhältnis von hoher Zugfestigkeit und gutem Tiefziehverhalten auf. In diesem Fall beträgt das maximale Tiefziehverhältnis β_max mindestens 1,475. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist somit sowohl gute Festigkeits- als auch Umformeigenschaften auf.
Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht insbesondere die Herstellung eines Stahlflachprodukts gemäß einem der Ansprüche 1 bis 7.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen und Figuren näher erläutert.
Figur 1 zeigt schematisch ein nicht erfindungsgemäßes Verfahren. Dabei wird das kaltgewalzte und unbeschichtete Stahlflachprodukt auf eine Haltetemperatur T_HZ aufgeheizt und gehalten, bevor es mit einer Abkühlrate Theta_Q1 einstufig auf eine Kühlstopptemperatur T_Q abgekühlt wird. Nach einem isothermen Halten auf T_Q wird das Stahlflachprodukt in einem ersten Aufheizschritt auf die Behandlungstemperatur T_B1 erwärmt, auf der es isotherm gehalten wird. Anschließend wird es auf eine zweite Behandlungstemperatur T_B2 erwärmt, auf welcher es abermals gehalten wird, bevor es auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
Figur 2 zeigt schematisch ein erfindungsgemäßes Verfahren. Dabei wird das kaltgewalzte und unbeschichtete Stahlflachprodukt ebenfalls auf eine Haltetemperatur T_HZ aufgeheizt und gehalten, bevor es zunächst mit einer ersten, langsameren Abkühlrate Theta_LK auf eine Zwischentemperatur T_LK und dann mit einer zweiten, schnelleren Abkühlrate Theta_Q2 auf die Kühlstopptemperatur T_Q abgekühlt wird. Anschließend wird das Stahlflachprodukt wie zu Figur 1 bereits erläutert, zweistufig erwärmt und dann auf Raumtemperatur abgekühlt.
Das beschriebene erfindungsgemäße Verfahren kann auch mit einer Schmelztauchbeschichtungs-behandlung kombiniert werden. Dabei ist das Schmelztauchbeschichten im isothermen Halten auf Behandlungstemperatur T_B2 bzw. in der Zeitspanne t_BR2 während des Aufheizens auf die Behandlungstemperatur T_B2 enthalten, bevor das Stahlflachprodukt auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
Die Erfindung wurde anhand mehrerer Ausführungsbeispiele erprobt. Dafür wurden 14 Versuche durchgeführt. Dabei sind Proben von 14 kaltgewalzten und beschichteten Stahlbändern untersucht worden, die aus den in Tabelle 1 angegebenen Stählen A - G erzeugt worden sind. Dafür wurden zunächst in konventioneller Weise Brammen aus Schmelzen der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erzeugt. Die Brammen wurden vor dem Warmwalzen jeweils auf eine Temperatur von 1000-1300°C erwärmt und mit den in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen in ansonsten konventioneller Weise zu Warmbändern gewalzt und zu Warmbandcoils aufgewickelt. Die Warmbänder wurden in konventioneller Weise einem Beizen unterzogen und anschließend in ebenfalls konventioneller Weise kaltgewalzt.
In Tabelle 3 sind die Bedingungen angegeben, unter welchen die Proben jeweils wärmebehandelt wurden. Die kaltgewalzten Stahlflachprodukte wurden jeweils einstufig mit der in Tabelle 3 angegebenen Aufheizrate Theta_H1 auf die Haltezonentemperatur T_HZ erwärmt und für 5 bis 15 s auf der Temperatur T_HZ gehalten. Anschließend wurden die Stahlflachprodukte jeweils zweistufig zunächst mit einer ersten Abkühlrate Theta_LK, welche mehr als 0,1 K/s und gleich oder weniger als 30 K/s betrug, auf die Zwischentemperatur T_LK und dann mit einer zweiten Abkühlrate Theta_Q2 auf die Kühlstopptemperatur T_Q abgekühlt. Die Stahlflachprodukte wurden zwischen ≥1 Sekunde und ≤60 Sekunden auf T_Q gehalten und anschließend mit einer ersten Aufheizgeschwindigkeit Theta_B1 während einer Dauer t_BR1 auf eine erste Behandlungstemperatur T_B1 erwärmt. Nach dem Erwärmen wurden die Stahlflachprodukte für eine Dauer t_B1 auf T_B1 gehalten und anschließend mit einer zweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_B2 über eine Dauer t_BR2 auf die zweite Behandlungstemperatur T_B2 erwärmt, mit welcher sie direkt in ein Zn-basiertes Beschichtungsbad eingeführt wurden. Die Stahlflachprodukte wurden kontinuierlich durch ein Beschichtungsbad geführt, welches eine Zusammensetzung von ≥ 96% Zn, 0,5-2% Al, 0-2% Mg aufwies. Die Zeit t_B2, die auch das Durchlaufen der Stahlflachprodukte durch das Beschichtungsbad beinhaltet, sowie die Gesamtbehandlungsdauer sind ebenfalls in Tabelle 3 angegeben. Nach dem Beschichten wurden die Stahlflachprodukte mit einer Abkühlrate Theta_B3 von mehr als 5 K/s abgekühlt.
Nach dem Abkühlen wurden Proben zur Gefügeuntersuchung und zur Bestimmung der mechanischen Eigenschaften entnommen. Das Gefüge wurde jeweils an drei Querschliffen, welche äquidistant über die Breite des Stahlflachprodukts entnommen wurden, untersucht. Die Gefügeuntersuchung erfolgte jeweils über die Dicke des Stahlflachprodukts an mindestens drei äquidistant beabstandeten Stellen. Eine Gefügebeurteilung mittels konventioneller lichtoptischer Untersuchungsmethoden war aufgrund des sehr feinkörnigen Gefüges nicht möglich. Deshalb wurden die Anteile des primären, angelassenen Martensits (M(PRI) M_1), des sekundären Martensits (M(SEK) M_2), des Ferrits (F) und des Bainits (B) mit Hilfe eines Rasterelektronenmikroskops (REM) bei mindestens 5000-facher Vergrößerung untersucht. Die quantitative Bestimmung des Restaustenitanteils erfolgte mittels Röntgen-Beugung (XRD) gemäß ASTM E975. Die Beschreibung des Mn-armen Ferritsaums und die Messung des Mn-Gehalts des Mn-armen Ferritsaums wurden mittels einer tomografischen Atomsonde (Atom-Probe-Tomography, APT) durchgeführt. Auf diese Weise wurde auch die Breite des Mn-armen Ferritsaums, welche in Tabelle 4 mit Mn-Rand bezeichnet wird, ermittelt. Zur Ermittlung des Mn-Gehalts des Mn-armen Ferrits wurden in einem definierten Volumenelement, z. B. ein Zylinder oder ein Quader, die Anzahl der Atome bestimmt. Zur Ermittlung der Breite des Mn-armen Ferritsaums wurde an mindestens drei verschiedenen Stellen einer Probe eine Breitenmessung des Saums durchgeführt. Die Einzelwerte wurden arithmetisch gemittelt und stellen die als Breite des Mn-armen Ferritsaums bezeichnete Größe dar. Der Mn-Gehalt des Mn-armen Ferrits wird in Tabelle 4 als Mn-Gehalt Rand bezeichnet. Die Länge der Karbide wurde mittels TEM ermittelt. Die Ergebnisse der Gefügeuntersuchungen sind in Tabelle 4 dargestellt.
Die Ergebnisse der Prüfung der mechanischen Eigenschaften sind in Tabelle 5 dargestellt. Die mechanischen Eigenschaften wurden jeweils an Proben untersucht, die an drei äquidistant über die Länge des Stahlflachprodukts verteilten Stellen jeweils in der Mitte der Breite des Stahlflachprodukts entnommen wurden. Dabei wurden die Dehngrenze Rp02, die Zugfestigkeit Rm und die Dehnung A80 im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892-1 (Probenform 2) aus 02/2017 bestimmt. Der Biegewinkel (Bending) wurde gemäß VDA238-100 von 12/1010 bestimmt, die Lochaufweitung (HER) wurde gemäß ISO 16630 aus 10/2017 und das maximale Tiefziehverhältnis β_max wurde gemäß DIN 8584-3 aus 09/2003 bestimmt.
Die Ergebnisse zeigen, dass Versuche mit erfindungsgemäß durchgeführtem Verfahren zu hohen Festigkeiten und gleichzeitig gutem Umformverhalten führen. So zeigen die Proben B2, B3, D7, D9, F12, F13 und G14 Biegewinkel größer 80° und Lochaufweitungswerte größer 25 %. Versuch A1 zeigt, dass bei einem nicht erfindungsgemäßen Siliziumgehalt das erfindungsgemäße Gefüge nicht eingestellt werden konnte. Der hohe Anteil sekundären Martensits und der hohe Anteil Ferrit führten zu einer vergleichsweise niedrigen Streckgrenze und Zugfestigkeit. Ferner lag nur ein sehr schmaler Mn-armer Ferritsaum vor, sodass auch nur ein geringer Biegewinkel und eine niedrige Lochaufweitung erreicht wurden.
Versuch B4 zeigt, dass trotz erfindungsgemäßer Stahlzusammensetzung die Umformbarkeit verschlechtert wird, wenn die Walzendtemperatur T_ET und die Kühlstopptemperatur T_Q nicht erfindungsgemäß sind und der Mn-arme Ferritsaum zu schmal ist. Die Streckgrenze und die Zugfestigkeit sind zwar ausreichend hoch, aber der Biegewinkel und die Lochaufweitung sind zu gering aufgrund der zu geringen Mn-Abreicherung im Mn-armen Ferritsaum bzw. der zu geringen Mn-Anreicherung in der an den Mn-armen Ferritsaum angrenzenden Zone.
Die Versuche C5 und C6 zeigen, dass bei zu niedrigem Kohlenstoff- und SiliziumGehalt der Anteil an Bainit (Versuch C5) oder an sekundären Martensit und Ferrit (Versuch C6) zu hoch ist und die Breite des Mn-armen Ferritsaums zu gering ist, um eine ausreichend hohe Lochaufweitung (Versuch C5) oder eine ausreichende Streckgrenze, Biegewinkel und Lochaufweitung (Versuch C6) erreichen zu können. Versuch D8 zeigt, dass trotz erfindungsgemäßer Stahlzusammensetzung die Umformbarkeit durch zu lange Karbide verschlechtert wird, wenn die Haspeltemperatur T_HT zu hoch, die Aufheizrate Theta_B1 zu gering und die Wärmebehandlungsdauer t_BT insgesamt zu lang ist. Eine zu lang gewählte t_BT führt zu einer Überschreitung der maximalen Karbidlänge, was sich negativ auf die Lochaufweitung auswirkt.
Versuch E10 zeigt, dass bei zu geringem Siliziumgehalt und zu hoher Zeitspanne für das Abkühlen nach dem Warmwalzen auf Haspeltemperatur, t_RG, der Anteil an sekundären Martensit und der Anteil an Ferrit zunimmt, was zu einem inhomogenen Gefüge und damit zu einem unzureichenden Biegewinkel und einer unzureichenden Lochaufweitung führt.

Versuch E11 zeigt, dass bei zu geringem Siliziumgehalt und nicht erfindungsgemäßer Haspeltemperatur der Anteil sekundären Martensits zunimmt und die Karbide zu lang werden, was die Dehnung A80 und die Lochaufweitung verschlechtert. Versuch E11 zeigt außerdem, dass sich sowohl eine zu niedrige Haspeltemperatur als auch eine Überschreitung der Behandlungsdauer auf T_B2, also t_BR2+t_B2 > 35 Sekunden negativ auf die Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt. Gelingt es nicht, die Karbidbildung ausreichend zu unterdrücken, so bilden sich zu lange Karbide aus und es kommt zu einer vorzeitigen Rissbildung und dementsprechend schlechten Werten für die Lochaufweitung.

Tabelle 1

Schmelze	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Cu	Nb	Mo	N	Ti	V	Ni	B
A	0,142	0,21	1,63	0,012	0,0027	0,031	0,780	0,051	0,002	0,003	0,0027	0,037	0,002	0,034	0,0011
B	0,218	1,48	2,21	0,016	0,0023	0,024	0,173	0,047	0,001	0,010	0,0046	-	-	0,036	0,0004
C	0,072	0,26	2,59	0,013	0,0021	0,029	0,690	0,090	0,001	0,110	0,0025	0,079	0,005	0,030	0,0013
D	0,158	1,18	1,99	0,014	0,0020	0,017	0,022	-	-	-	0,0016	0,015	0,001	-	0,0015
E	0,153	0,42	2,35	0,013	0,0025	0,710	0,720	0,061	0,027	0,010	0,0042	0,023	0,003	0,041	0,0014
F	0,246	1,47	2,26	0,011	0,0022	0,023	0,153	-	-	0,054	0,0030	-	-	-	-
G	0,202	1,40	2,80	0,011	0,0022	0,023	0,030	0,039	-	-	0,0037	0,021	-	0,030	0,0007

Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen.
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.

Tabelle 2

Probe	Schmelze	T_ET [°C]	t_RG [s]	T_HT [°C]	m_CG [1000kg]
A1	A	910	19	610	24
B2	B	900	21	570	22
B3	B	900	22	560	23
B4	B	830	17	560	20
C5	C	920	20	570	12
C6	C	930	29	520	17
D7	D	920	18	540	27
D8	D	930	19	650	28
D9	D	900	14	580	25
E10	E	910	27	510	28
E11	E	870	18	380	11
F12	F	905	20	550	17
F13	F	895	17	575	18
G14	G	920	22	515	15

Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.

Tabelle 3

Probe	Theta_H [K/s]	T_HZ [°C]	T_LK [°C]	T_Q [°C]	Theta_Q2 [K/s]	T_B1 [°C]	Theta_B1 [Kls]	t_BR1 [s]	t_B1 [s]	T_B2 [°C]	Theta_B2 [K/s]	t_BR2 [s]	t_B2 [s]	t_BT [s]
A1	5	890	689	403	31	420	3	5,7	70	460	50	0,8	15	91,5
B2	4	895	651	335	34	395	5,5	10,9	45	455	42	1,4	22	79,3
B3	4	905	657	325	36	405	20,5	3,9	65	455	45	1,1	25	95,0
B4	6	890	693	421	31	438	12	1,4	23	463	35	0,7	28	53,1
C5	7	855	670	390	30	413	3	7,7	75	459	10	4,6	26	113,3
C6	5	790	650	390	26	441	29	1,8	15	462	25	0,8	17	34,6
D7	4	882	690	286	35	389	34	3,0	80	454	29	2,2	21	106,3
D8	6	890	700	320	32	402	0,5	164	156	467	21	3,1	35	358,1
D9	6	880	705	295	37	393	43	2,3	110	451	32	1,8	30	144,1
E10	8	810	650	405	32	435	6	5,0	90	462	38	0,7	31	126,7
E11	4	895	630	375	39	405	4,5	6,7	85	449	30	1,5	50	143,1
F12	4	905	755	327	38	410	11	7,5	57	462	12	4,3	0	68,8
F13	8	891	683	295	43	349	5	10,8	54	447	15	6,5	25	96,3
G14	6	905	679	267	47	395	18	7,1	59	456	24	2,5	12	80,6

Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.

Tabelle 4

Probe	M(PRI) M_1 [Flächen-%]	M(SEK) M_2 [Flächen-%]	F [Flächen-%]	B [Flächen-%]	RA [Vol.-%]	Mn-Rand [nm]	Mn-Gehalt Rand [%]	Karbidlänge [nm]
A1	35	45	15	2	3	1	0,31	50
B2	70	10	8	0	12	7	0,58	120
B3	80	8	1	0	11	9	0,64	150
B4	50	40	0	2	8	2	0,41	90
C5	45	20	0	29	6	2	0,62	130
C6	25	55	15	2	3	1	0,61	150
D7	70	17	2	1	10	10	0,57	140
D8	80	11	0	0	9	12	0,79	310
D9	65	15	5	1	14	9	0,86	130
E10	40	42	15	0	3	2	1,02	195
E11	45	47	5	0	3	4	1,13	265
F12	70	15	3	0	12	11	0,51	140
F13	85	5	2	0	8	8	0,65	125
G14	90	0	4	0	6	8	0,63	90

Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.

Tabelle 5

Probe	Rp02 [MPa]	Rm [MPa]	A80 [%]	Bending [°]	HER [%]	ß_max [-]
A1	580	897	15	67	12	2,0
B2	870	1199	16	95	37	2,1
B3	935	1185	14	116	42	2,0
B4	728	1254	11	58	7	1,9
C5	715	1103	11	81	24	2,1
C6	685	1124	14	72	19	2,1
D7	902	1075	15	139	49	2,2
D8	867	1027	12	63	4	1,7
D9	848	1091	18	128	37	2,1
E10	714	1238	9	76	12	1,8
E11	869	1213	6	92	18	1,6
F12	1005	1379	18	97	32	1,8
F13	1283	1358	16	119	35	1,9
G14	1098	1189	17	112	31	2,1

Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.

Claims

Stahlflachprodukt, dadurch gekennzeichnet, dass es einen Stahl enthält, der aus (in Gew.-%) 0,1 - 0,5 % C, 1,0 - 3,0 % Mn, 0,9 - 1,5 % Si, bis zu 1,5 % Al, bis zu 0,008 % N, bis zu 0,020 % P, bis zu 0,005 % S 0,01 - 1 % Cr,

sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente bis zu 0,2 % Mo, bis zu 0,01 % B, bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5 % Ni

sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % Mikrolegierungselementen, ausgewählt aus Ti, Nb und V,

und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei gilt: $75 \leq ({Mn}^{2} + 55 * Cr) / Cr \leq 3000$

mit Mn: Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, Cr: Cr-Gehalt des Stahls in Gew.-% und ein Gefüge aufweist, das aus
- mindestens 80 Flächen-% Martensit, von welchem mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit und höchstens 25 Flächen-% nicht angelassener Martensit ist,

- mindestens 5 Volumen-% Restaustenit,

- 0,5 bis 10 Flächen-% Ferrit und

- höchstens 5 Flächen-% Bainit

besteht, wobei im Bereich der Phasengrenze zwischen angelassenem Martensit und Restaustenit ein Mn-armer Ferritsaum vorliegt, der eine Breite von mindestens 4 nm und höchstens 12 nm aufweist und dessen Mn-Gehalt höchstens 50% des mittleren Gesamt-Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts beträgt, das Stahlflachprodukt Karbide aufweist, deren Länge gleich oder kleiner als 250 nm ist, und das Stahlflachprodukt eine Zugfestigkeit Rm von 900 bis 1500 MPa, eine Dehngrenze Rp02 von mehr als 700 MPa, eine Dehnung A80 von 7 bis 25 %, einen Biegewinkel größer 80°, eine Lochaufweitung größer 25% und ein maximales Tiefziehverhältnis ß_max gemessen wie in der Beschreibung offenbart, für das gilt: $β_{\max} \geq - 1,9 \cdot 10^{- 6} \times {(R_{m})}^{2} + 3,5 \cdot 10^{- 3} \times R_{m} + 0,5$
mit Rm: Zugfestigkeit des Stahlflachprodukts in MPa, aufweist.
Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Breite des Mn-armen Ferrit Saums mindestens 8 nm beträgt.
Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Breite des Mn-armen Ferrit Saums höchstens 10 nm beträgt.
Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Mn-Gehalt des Mn-armen Ferritsaums höchstens 30 % des mittleren Gesamt-Mn-Gehalts im Stahlflachprodukt ist.
Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Länge der Karbide kleiner als 175 nm ist.
Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt ein maximales Tiefziehverhältnis β_max von mindestens 1,475 aufweist.
Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt mit einem metallischen Überzug versehen ist.
Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlflachprodukts umfassend mindestens folgende Arbeitsschritte:
a) Bereitstellen einer Bramme, welche aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0,1 - 0,5 % C, 1,0 - 3,0 % Mn, 0,9 - 1,5 % Si, bis zu 1,5 % Al, bis zu 0,008 % N, bis zu 0,020 % P, bis zu 0,005 % S, 0,01 bis 1 % Cr, sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente: bis zu 0,2 % Mo, bis zu 0,01 % B, bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5% Ni sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % Mikrolegierungselementen, ausgewählt aus Ti, Nb und V, besteht, wobei gilt: 75 ≤ (Mn² + 55* Cr)/Cr ≤ 3000 mit Mn: Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, Cr: Cr-Gehalt des Stahls in Gew.-%;

b) Erwärmen der Bramme auf Temperaturen von 1000-1300°C und Warmwalzen der Bramme zu einem Warmband, wobei die Endwalztemperatur T_ET größer als 850 °C ist;

c) Abkühlen des Warmbands innerhalb von höchstens 25 s auf eine Haspeltemperatur T_HT, die 400 bis 620 °C beträgt und Aufwickeln des Warmbands zu einem Coil;

d) Beizen des warmgewalzten Stahlflachprodukts;

e) Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts;

f) Erwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Haltezonentemperatur T_HZ, welche mindestens 15 °C oberhalb der A3-Temperatur des Stahls liegt und höchstens 950 °C beträgt, wobei das Erwärmen entweder
f1) einstufig mit einer mittleren Aufheizrate von 2 - 10 K/s
oder

f2) zweistufig mit einer ersten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H1 von 5 - 50 K/s bis zu einer 200 - 400 °C betragenden Wendetemperatur T_W und oberhalb der Wendetemperatur T_W mit einer zweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 von 2 - 10 K/s erfolgt;

g) Halten des Stahlflachprodukts für eine Dauer t_HZ von 5 - 15 s auf der Haltezonentemperatur T_HZ;

h) Abkühlen des Stahlflachprodukts von der Haltezonentemperatur T_HZ auf eine Kühlstopptemperatur T_Q, welche zwischen der Martensitstarttemperatur T_MS und einer Temperatur, die 175 °C kleiner als T_MS ist, liegt, mit einer ersten Abkühlrate Theta_LK von weniger als 30 K/s für eine erste Abkühlung auf eine Zwischentemperatur T_LK, welche nicht tiefer als 650 °C liegt, und einer zweiten Abkühlrate Theta_Q2 für eine zweite Abkühlung von T_LK auf T_Q, wobei Theta_Q2 mindestens 30 K/s beträgt;

i) Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur T_Q für 1 - 60 Sekunden;

j) Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer ersten Aufheizrate Theta_B1, die zwischen 5 und 100 K/s beträgt, auf eine erste Behandlungstemperatur T_B1, die mindestens T_Q + 10 °C und höchstens 450 °C beträgt, Halten des Stahlflachprodukts auf der ersten Behandlungstemperatur T_B1 für eine Dauer t_B1 von 8,5 s bis 245 s, Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer zweiten Aufheizrate Theta_B2, die zwischen 2 und 50 K/s beträgt, auf eine zweite Behandlungstemperatur T_B2, die mindestens T_B1 + 10 °C und höchstens 500 °C beträgt, optionales Halten des Stahlflachprodukts auf der Behandlungstemperatur T_B2 für eine Dauer t_B2 von bis zu 34 s, wobei die gesamte Behandlungszeit t_BT für das Erwärmen und das isotherme Halten insgesamt zwischen 10 und 250 s beträgt;

k) optionales Beschichten des Stahlflachprodukts in einem Zn-basierten Beschichtungsbad;

l) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur mit einer Abkühlrate Theta_B3 von mindestens 5 K/s;
Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass das Gewicht des zu einem Coil aufgewickelten Warmbands mindestens 10 t beträgt.
Verfahren nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen des Warmbands in Arbeitsschritt c) innerhalb von höchstens 18 s erfolgt.
Verfahren nach einem dem Ansprüche 8 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur T_HT höchsten 600 °C beträgt.
Verfahren nach einem dem Ansprüche 8 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Haltezeit t_Q mindestens 5 s beträgt.
Verfahren nach einem dem Ansprüche 8 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Kühlstopptemperatur T_Q zwischen einer Temperatur, die um 75 °C kleiner als die Martensitstarttemperatur T_MS ist und einer Temperatur, die um 150 °C kleiner als T_MS ist, liegt.
Verfahren nach einem dem Ansprüche 8 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Dauer t_BR2 für das Aufheizen auf T_B2 und die Dauer für das optionale Halten auf T_B2 zusammen höchstens 35 s beträgt.