EP4592407A1 - Höchstfester stahl mit guten umform- und oberflächeneigenschaften - Google Patents

Höchstfester stahl mit guten umform- und oberflächeneigenschaften

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EP4592407A1
EP4592407A1 EP24154101.0A EP24154101A EP4592407A1 EP 4592407 A1 EP4592407 A1 EP 4592407A1 EP 24154101 A EP24154101 A EP 24154101A EP 4592407 A1 EP4592407 A1 EP 4592407A1
Authority
EP
European Patent Office
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atmosphere
flat steel
steel product
temperature
cold
Prior art date
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Pending
Application number
EP24154101.0A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Marc Blumenau
Frank Hisker
Stefan Rezanka
Richard Georg THIESSEN
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
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Filing date
Publication date
Application filed by ThyssenKrupp Steel Europe AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Priority to EP24154101.0A priority Critical patent/EP4592407A1/de
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Pending legal-status Critical Current

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    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a high-strength steel with good forming and surface properties and its manufacturing process, as well as a component made of the steel.
  • the flat steel products described in the invention are typically rolled products, such as steel strips or sheets, as well as blanks and plates made therefrom.
  • uncoated steel flat product is to be understood as meaning that there is no corrosion coating, for example through hot-dip coating or electrolytically produced coatings, on the surface of the flat steel product.
  • data on the contents of the various microstructure components refer in each case to the area of a microsection of a sample of the respective product (specified in area percentage "area %"), unless expressly stated otherwise.
  • the microstructure is determined on cross-sections subjected to etching with 3% Nital (alcoholic nitric acid).
  • the microstructure is determined using a scanning electron microscope at 5000x magnification to determine the proportion of plate-like and other non-plate-like bainite, and at 20,000x to 50,000x magnification to determine the plate length, width, and plate spacing.
  • the proportion of retained austenite is determined by X-ray diffraction (XRD) according to ASTM E975.
  • All strip temperatures in the process can be determined, for example, using a commercially available pyrometer.
  • High-strength steels with good forming properties are known from the state of the art for applications in, for example, automotive engineering.
  • High-strength steels are characterized by a high proportion of alloying elements, which contribute to increased strength. At the same time, the steel must exhibit good elongation properties.
  • From the EP 2 710 158 A1 is an ultra-high-strength, cold-rolled steel sheet which consists in mass% 0.10 - 0.50% C, 0.01 - 2.5% Si, 1.0 - 3.5% Mn, not more than 2.5% Al, not more than 0.020% P, not more than 0.005% S, and not more than 0.02% N, optionally further one or more elements from 0.01 - 0.50% Cr, 0.01 - 0.5% Mo, 0.01 - 0.1% V, 0.001 - 0.15% Ti, 0.02 - 0.05% Nb, where the sum of V, Ti, Nb ⁇ 0.2%, 0.0005 - 0.005% B, not more than 0.01% Ca and a structure of less than 5% ferrite, less than 5% bainite, 5-70% untempered martensite, 5-30% retained austenite, and 25-80% tempered martensite, with at least 99% of the iron carbides contained in the tempered martensite having a size of less than 500 nm.
  • High-strength steels are often electrolytically coated or hot-dip coated, e.g. in the EP 2 258 886 B1
  • the object of the present invention is to provide a high-strength flat steel product with good elongation properties and good surface properties, as well as a manufacturing process for it. Furthermore, it may be necessary for the flat steel product with the good surface properties to also have optimized forming properties.
  • the manufacturing process includes at least the following steps: a. Providing a cold-rolled flat steel product comprising a steel consisting of the following elements: C: 0.10 - 0.5%; Mn: 1.0 - 3.0%; Si: 0.9-1.7%; P: ⁇ 0.020%; S: ⁇ 0.005%; N: ⁇ 0.008% and optionally one or more of the following elements AI: 0.01 - 1.5%; Cr: 0.05 - 1%; Mon: 0.05 - 0.2%; B: 0.0004 - 0.002%; Cu: 0.05 - 0.2%; 0.005% ⁇ Ti+Nb+V ⁇ 0.2%; and the remainder consists of iron and unavoidable elements. b. Heating the cold-rolled flat steel product to a furnace inlet temperature.
  • the method for producing a high-strength, uncoated flat steel product comprises no further working steps and the method consists of steps a to j.
  • no further temperature changes occur between two consecutive steps; this particularly preferably applies to all pairs of consecutive steps. This means, for example, that after step e) (cooling to T 5 ), T 6 is set and maintained directly.
  • the provided cold-rolled flat steel product is manufactured in a conventional manner.
  • This conventional method includes casting the steel into a slab, reheating the slabs, hot rolling, coiling the hot strip, pickling the hot strip, and cold rolling the hot strip.
  • the following explanations regarding the composition apply to the inventive composition of the slab and the inventive flat steel product and their optional variations.
  • Carbon "C” is present in the steel according to the invention in amounts of 0.10% to 0.5%. Carbon supports the formation and stabilization of austenite in the steel according to the invention. Stabilization occurs particularly during quenching and the subsequent annealing treatment. Furthermore, the addition of C imparts high strength to the steel, as the strength of the martensite formed during the process is increased. Therefore, the C content should be at least 0.10%, preferably 0.12%, particularly preferably 0.15%. On the other hand, the martensite initiation temperature shifts to increasingly lower temperatures with increasing C content, so that possibly no or only an insufficient proportion of low-temperature phases can be formed. For this reason, the C content in the steel according to the invention should be a maximum of 0.5%, preferably 0.4%, particularly preferably 0.5%.
  • Silicon is required to achieve the special microstructure in this invention because it delays cementite formation.
  • An excessively high cementite content would result in the carbon being bound in carbides, making it unavailable to stabilize the residual austenite during the process, and elongation would deteriorate. Therefore, silicon must be present in the steel according to the invention at a level of at least 0.9%, preferably at least 1.05%, particularly preferably at least 1.10%.
  • an excessively high silicon content leads to poor surface quality, so the steel according to the invention should contain a maximum of 1.7%, particularly preferably a maximum of 1.5%.
  • the steel according to the invention comprises C ⁇ 0.16% and Si ⁇ 1.2%, preferably C ⁇ 0.15% and Si ⁇ 1.2%, particularly preferably C ⁇ 0.15% and Si ⁇ 1.1%.
  • it can particularly preferably have C ⁇ 0.12%, particularly preferably C ⁇ 0.15%, and preferably Si ⁇ 0.9%, particularly preferably Si ⁇ 1.05%.
  • the steel according to the invention has C > 0.16% and Si > 1.2%, preferably C > 0.16% and Si ⁇ 1.25%, particularly preferably C ⁇ 0.18% and Si ⁇ 1.3%, especially preferably C ⁇ 0.20% and Si ⁇ 1.4%.
  • it can particularly preferably have C ⁇ 0.5%, particularly preferably C ⁇ 0.5% and preferably Si ⁇ 1.7%, particularly preferably Si ⁇ 1.5%.
  • the steel according to the invention contains manganese (Mn). At a content of 1.0% or more, Mn enables martensite formation by suppressing pearlite formation. A content of at least 1.2% has proven advantageous, and a content of at least 1.5% is particularly advantageous. However, an excessively high Mn content can lead to severe segregation, which is why the Mn content is limited to 3.0%. Furthermore, a high Mn content severely limits weldability and reduces corrosion resistance. Therefore, a maximum Mn content of 2.5% and, in particular, 2.3% has proven particularly advantageous.
  • P phosphorus
  • S can lead to the formation of Mn sulfides, which severely impair formability properties. Therefore, in the steel according to the invention, the content is limited to 0.005%, although a restriction to 0.004% and especially to 0.005% may be advantageous. Sulfur contamination cannot be completely avoided during steelmaking.
  • Nitrogen "N” can lead to the formation of coarse nitrides at levels above 0.010%, resulting in impaired formability. To avoid these nitrides, a maximum content of 0.008% has proven particularly advantageous. Nitrogen contamination cannot be completely avoided during steelmaking.
  • unavoidable impurities In addition to the impurities P, S, and N discussed above, other elements may also be present as impurities in steel. These additional elements are summarized under the term “unavoidable impurities.”
  • the total content of these "unavoidable impurities” is preferably a maximum of 0.2%, preferably a maximum of 0.1%.
  • the optional alloying elements "Al, Cr, Mo, B, Cu, Ti, Nb" described above, for which a lower limit is specified, may also occur in the steel substrate as unavoidable impurities in contents below the respective lower limit. In this case, they are also counted as "unavoidable impurities," whose total content is limited to a maximum of 0.2%, preferably a maximum of 0.1%.
  • Aluminum can be added to the steel according to the invention for deoxidation and to bind any nitrogen that may be present.
  • Aluminum can also be used to increase the residual austenite content.
  • a higher residual austenite content results from the addition of aluminum by delaying the formation of cementite precipitates.
  • an aluminum content of at least 0.01%, preferably 0.05% has proven advantageous in the flat steel product according to the invention.
  • an excessively high aluminum content can lead to the formation of coarse aluminum nitrides, which have an embrittling effect and thus to poorer formability.
  • higher aluminum contents can lead to poorer casting behavior, as aluminum compounds can lead to clogging. Therefore, the present invention provides for a limitation of the aluminum content to 1.5%, preferably 0.8%, particularly preferably 0.4%.
  • Chromium (Cr) is an effective pearlite inhibitor and contributes to strength.
  • a chromium content of at least 0.10% has proven particularly advantageous.
  • chromium can lead to grain boundary oxidation through the formation of Cr oxides. Therefore, the chromium content is limited to 1.0%, preferably 0.9%.
  • Molybdenum (Mo) also forms fine, strength-enhancing carbon nitrides in small amounts. Therefore, an addition of at least 0.05% has proven beneficial. However, the strength-enhancing effect of carbon nitrides is exhausted as soon as the molybdenum content becomes too high. Furthermore, high molybdenum contents can impair cold formability and weldability. A maximum content of 0.2%, preferably 0.10%, and particularly preferably 0.07%, has proven advantageous in this case.
  • boron "B” leads to a fine-grained microstructure, as boron segregates at the phase boundaries and blocks their movement.
  • at least 0.0004%, particularly preferably at least 0.0005% can be added to the steel according to the invention.
  • the effect of B is saturated at a maximum content of 0.002%.
  • the addition of copper (“Cu”) to the flat steel product according to the invention can form very fine, strength-enhancing Cu precipitates. Therefore, an addition of at least 0.05%, preferably 0.10%, can be advantageous in the present invention. However, the copper content should be limited to 0.2%, as otherwise, so-called red brittleness, i.e., cracks in the slab, can occur during the hot rolling process.
  • microalloying elements (preferably Ti and/or Nb and/or V) can be added to the steel according to the invention.
  • MLEs microalloying elements
  • boron is not considered a microalloying element.
  • the cold-rolled flat steel product is heated to a furnace inlet temperature.
  • the furnace inlet temperature is the temperature at the center of the sheet when entering the furnace.
  • the furnace inlet temperature is preferably at least 10 °C, more preferably 15 °C.
  • the furnace inlet temperature should preferably not exceed 100 °C, more preferably 50 °C, and especially preferably 35 °C.
  • the flat steel product according to the invention is heated from T 0 to a temperature T 1 in an atmosphere A 1.
  • the temperature T 1 is at least 650 °C, preferably 670 °C.
  • the temperature T 1 is a maximum of 750 °C, preferably 750 °C, since recrystallization processes begin above this temperature and the process conditions must be adjusted according to step d).
  • the atmosphere A 1 set according to the invention is reducing. It preferably comprises at least 2% hydrogen "H 2 ", preferably 3% H 2 , particularly preferably 5% H 2 .
  • H 2 hydrogen
  • the H2 content should be limited to a maximum of 20%, preferably 10%.
  • up to 0.5% oxygen " O2 ", particularly traces of O2 , and up to 0.5% water “ H2O " can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited to minimize the selective oxidation of base alloying elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is nitrogen " N2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H2 , O2 , H2O , and N2 .
  • the dew point of the T P1 is at least -60°C, preferably -55°C, particularly preferably -45°C. Furthermore, the dew point should not exceed -5 °C, preferably -10 °C, and especially preferably -15 °C, as otherwise selective oxidation of base alloying elements may occur. This would lead to undesirable surface defects on the final steel surface.
  • the heating rate ⁇ 1 in step c) between 500 °C and T 1 in step c) is at least 2 °C/s, preferably 4 °C/s, and a maximum of 50 °C/s, preferably 10 °C/s.
  • the heating rate of at least 2 °C/s can delay the selective oxidation of the base alloying elements until T 1 is reached and further minimize it.
  • step d) the flat steel product is heated from a temperature T 1 to a temperature T 4 and soaked at a temperature T 4 in a reducing atmosphere A 4 .
  • the flat steel product is heated and soaked for at least t 4 ⁇ 5 s, preferably 10 s, particularly preferably 15 s.
  • the minimum value of t 4 results from the fact that residual oxides on the starting material surface are not sufficiently reduced back to metallic Fe at an exposure time of ⁇ 5 s compared to the reduction conditions according to the invention.
  • the time should be limited to t4 ⁇ 300 s, preferably 180 s, as otherwise coarsening of the austenite grain will occur, which will negatively affect the mechanical properties.
  • the oxide layer has a thickness of less than 100 nm; particularly preferably, the oxide layer formed in step c), in particular the FeO layer, is completely reduced to metallic iron.
  • the preferably set atmosphere A 4 comprises at least 2% hydrogen "H 2 ", preferably 3% H 2 , particularly preferably 5% H 2 .
  • a 1 A 4 .
  • the set hydrogen content can ensure that the atmosphere is reducing, particularly with regard to iron.
  • the H 2 content should preferably be limited to a maximum of 20%, preferably 10%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen “O 2 ", in particular traces of O 2 , and up to 0.5% water “H 2 O” can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloy elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is added to nitrogen "N 2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H 2 , O 2 , H 2 O and N 2 .
  • the dew point of the T P2 is at least -60 °C, preferably -40 °C, particularly preferably -35 °C. Furthermore, the dew point should not be greater than 0 °C, preferably -10 °C, particularly preferably -16 °C, since otherwise unwanted oxide formation may occur.
  • the heating of the flat steel product in step d) can be carried out by keeping it at a constant temperature T 4. Under a constant Temperature fluctuations of a maximum of ⁇ 5 °C are to be understood, as a more precise setting is not possible due to process technology. This particular design is particularly suitable when a relatively low T4 temperature has been set for analytical purposes.
  • the heating rate should not exceed 10 °C/s, preferably 8 °C/s, particularly preferably 4 °C/s.
  • the heating rate should be at least 0.5 °C/s, preferably 1.0 °C/s, particularly preferably 2.5 °C/s.
  • the preferably set atmosphere A 2 comprises at least 2% hydrogen "H 2 ", preferably 3% H 2 , particularly preferably 5% H 2 .
  • the set hydrogen content ensures that the atmosphere is reducing, particularly with respect to iron. This prevents uncontrolled oxidation and allows a thin oxide layer, in particular less than 100 nm, to be achieved.
  • the H 2 content should preferably be limited to a maximum of 20%, preferably 10%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen "O 2 ", in particular traces of O 2 , and up to 0.5% water “H 2 O” can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited to minimize the selective oxidation of base alloy elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is nitrogen "N 2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H 2 , O 2 , H 2 O, and N 2 .
  • the dew point of the T P2 of the atmosphere A 2 is at least -60 °C, preferably -30 °C. Furthermore, the dew point should not be greater than -5 °C, preferably -10 °C, particularly preferably -15 °C, since otherwise selective oxidation of base alloy elements may occur.
  • the temperature T 5 is at most (T MS + 40 °C), preferably (T MS + 20 °C), particularly preferably T MS , to ensure a sufficient martensite content or sufficient nucleation for bainite in the final structure.
  • the temperature T 5 should be at least (T MS - 175 °C). In this step, the so-called primary martensite is formed.
  • the temperature T 5 must be ⁇ 550 °C to avoid selective re-oxidation on the steel surface.
  • the cooling rate ⁇ 5 should be at least 10 °C/s, particularly preferably 20 °C/s.
  • the cooling rate ⁇ 5 should be limited to a maximum of 100 °C/s, preferably 50 °C/s, particularly preferably 30 °C/s.
  • the minimum value of u 5 results from the fact that if the cooling rate is too low, an unwanted ferritic and/or bainitic transformation cannot be ruled out.
  • the maximum value of u 5 is limited by the fact that there is an excessively high risk of unwanted (selective) re-oxidation of the steel surface.
  • the preferably set atmosphere A5 in step e) comprises at least 2% hydrogen " H2 ", preferably 3% H2 , particularly preferably 5% H2 .
  • the set hydrogen content ensures that the atmosphere is reducing, particularly with regard to iron. This avoids uncontrolled oxidation and re-oxidation on the surface.
  • the H2 content should preferably be limited to a maximum of 80%, preferably 50%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen " O2 ", in particular traces of O2 , and up to 0.5% water “ H2O " can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloy elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is nitrogen " N2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H 2 , O 2 , H 2 O, and N 2 .
  • the dew point of the T P5 is at least -60 °C, preferably -40 °C. Furthermore, the dew point should not be greater than 0 °C, preferably -10 °C, particularly preferably -15 °C, since otherwise selective oxidation of base alloy elements may occur.
  • a 4 is not equal to A 5 , as this prevents uncontrolled entrainment of hydrogen from atmosphere A 4 into atmosphere A 5 .
  • This allows the hydrogen content in atmosphere A 5 to be precisely adjusted to the required amount to prevent selective oxidation, and there is no excess hydrogen present that could undesirably diffuse into the steel and lead to hydrogen embrittlement. This can be achieved by structural separation, particularly a lock system.
  • the minimum value for T 6 is (T MS - 175 °C), preferably (T MS - 150 °C).
  • the maximum value is T MS , preferably (T MS - 75 °C).
  • T 6 T 5 .
  • T P6 T P5 .
  • the flat steel product should be held at T 6 for at least 1 s, preferably at least 4 s, particularly preferably at least 9 s, since this achieves a homogeneous temperature distribution in the material according to the invention, which ensures the formation of a particularly fine and uniform microstructure of primary martensite and residual austenite across the cross-section of the flat steel product.
  • the holding time t 6 is limited to 60 s for economic reasons. In a particular embodiment, for flat steel product thicknesses ⁇ 1.0 mm, the holding time is 10 s - 60 s.
  • the preferably set atmosphere A6 in step f) comprises at least 2% hydrogen " H2 ", preferably 3% H2 , particularly preferably 5% H2 .
  • the set hydrogen content ensures that the atmosphere is reducing, particularly with regard to iron. This avoids uncontrolled oxidation and re-oxidation on the surface.
  • the H2 content should preferably be limited to a maximum of 20%, preferably 10%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen " O2 ", in particular traces of O2 , and up to 0.5% water “ H2O " can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloy elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is added to nitrogen " N2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H2 , O2 , H2O and N2 .
  • the dew point of T P6 is at least -60 °C, preferably -40 °C. Furthermore, the dew point should not exceed (-5) °C, preferably -10 °C, particularly preferably -15 °C, since otherwise selective oxidation of base alloy elements may occur.
  • a 6 is not equal to A 5 , as this prevents uncontrolled entrainment of hydrogen from atmosphere A 4 into atmosphere A 5 .
  • This allows the hydrogen content in atmosphere A 5 to be precisely adjusted to the required amount to prevent selective oxidation, and there is no excess hydrogen present that could undesirably diffuse into the steel and lead to hydrogen embrittlement. This can be achieved by structural separation, particularly a lock system.
  • the temperature T 7 is at most 510 °C, particularly preferably 500 °C, since otherwise an undesirable decrease in the strength of the flat steel product occurs.
  • T 7 can be ⁇ 400 °C, preferably 350 °C, since this allows the desired strength and elongation to be better achieved.
  • the temperature T 7 should be greater than T MS , preferably greater than T MS +50 °C, in order to enrich the residual austenite in the base material structure with C from the supersaturated primary martensite or bainite.
  • the heating rate ⁇ 7 should be at least 2 °C/s, particularly preferably 4 °C/s, as otherwise unwanted carbides may form, which bind the carbon and are not available for enrichment in the retained austenite.
  • the cooling rate ⁇ 7 should be limited to a maximum of 100 °C/s, preferably 50 °C/s.
  • the preferably adjusted atmosphere A7 in step g) comprises at least 2% hydrogen " H2 ", preferably 3% H2 , particularly preferably 5% H2 .
  • the adjusted hydrogen content ensures that the atmosphere is reducing, particularly with regard to iron. This prevents uncontrolled oxidation and re-oxidation on the surface.
  • the H2 content should preferably be limited to a maximum of 20%, preferably 10%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen " O2 ", in particular traces of O2 , and up to 0.5% water “ H2O " can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloy elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is nitrogen "N 2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H 2 , O 2 , H 2 O, and N 2 .
  • the dew point of the T P7 is at least -60 °C, preferably -40 °C. Furthermore, the dew point should not be greater than 0 °C, preferably -10 °C, particularly preferably -15 °C, since otherwise selective oxidation of base alloy elements can occur.
  • a 7 is equal to A 6 .
  • the temperature T 8 is a maximum of 510 °C, particularly preferably 500 °C, since otherwise an undesirable decrease in the strength of the flat steel product would occur.
  • T 8 can be ⁇ 400 °C, preferably 350 °C, since this allows the desired strength and elongation to be better achieved.
  • t 8 can particularly preferably be set to > 400 s to provide sufficient energy to enrich the retained austenite with C from the supersaturated primary martensite and bainite.
  • the temperature T 8 should be greater than T MS , preferably greater than T MS +50 °C, in order to enrich the residual austenite in the base material structure with C from the supersaturated primary martensite and bainite.
  • T 7 T 8 .
  • the flat steel product should be held at T 8 for at least 10 s, preferably at least 15 s, and particularly preferably at least 20 s, since otherwise there is insufficient diffusion time for C to accumulate in the residual austenite.
  • the holding time t 8 is limited to 120 s, preferably 100 s, since otherwise an undesirably high carbide content would form in the basic structure.
  • the preferred atmosphere A 8 in step h) comprises at least 2% hydrogen "H 2 ", preferably 3% H 2 , particularly preferably 5% H 2 . Due to the adjusted hydrogen content It can be ensured that the atmosphere is reducing, particularly with regard to iron. This avoids uncontrolled oxidation and re-oxidation on the surface can be avoided.
  • the H2 content should preferably be limited to a maximum of 20%, preferably 10%, for economic reasons.
  • up to 0.5% oxygen " O2 ", in particular traces of O2 , and up to 0.5% water “ H2O " can be added to the atmosphere. Both proportions must be limited in order to minimize the selective oxidation of base alloying elements.
  • the remainder of the preferred atmosphere is added to nitrogen " N2 ", preferably 80%, particularly preferably 85%, especially preferably 90%.
  • the atmosphere consists of the described proportions of H2 , O2 , H2O and N2 .
  • the dew point of the T P8 is at least -60 °C, preferably -40 °C. Furthermore, the dew point should not be greater than (-5) °C, preferably -10 °C, particularly preferably -15 °C, since otherwise selective oxidation of base alloy elements can occur.
  • a 8 A 7
  • step i) the flat steel product is cooled at a cooling rate of ⁇ 10 > 5 °C/s to a temperature T 10 , where T 10 ⁇ 60 °C.
  • T 10 ⁇ 60 °C.
  • the minimum value of u 10 is determined for technical and economic reasons to avoid making the required cooling section unnecessarily long. If T 10 > 60 °C, preferably T 10 > 40 °C, this can lead to surface defects during the subsequent skin-passing process.
  • the skin-passing can be carried out with at least two forming passes. Skin-passing serves to improve flatness, fine-tune the mechanical properties by ultimately increasing strength, and to imprint a defined fine surface structure into the surface via the skin-pass roll structure.
  • the skin-passing according to the invention achieves the desired roughness and peak count of the surface.
  • the minimum value of D is determined by the fact that with a skin pass degree of ⁇ 0.1%, preferably 0.2%, insufficient rolling force is applied to optimize the flatness and meet the inventive minimum requirements for R a and R pc .
  • the maximum value of D is limited by the fact that the product properties cannot be further improved by a D degree > 0.8%, preferably 0.5%, but the technical effort increases disproportionately due to the necessary rolling force or multi-pass re-skin pass.
  • skin pass is preferably carried out in-line, i.e. in a continuous process in the same plant together with the upstream annealing treatment.
  • skin pass can also be carried out in a subsequent process on a stand-alone skin pass stand or in a combination of in-line and offline skin pass, particularly if more than one forming pass is necessary to achieve the inventive limits of D, R a and R pc .
  • the applied surface texturing can be based on a deterministic or stochastic fine structure.
  • a preferred embodiment is to apply stochastic surface texturing during skin-passing in order to optimize the friction behavior between the steel surface and the tool during forming into the component in the oiled or greased state.
  • a stochastic surface structure offers the advantage that, at high compressive loads, the lubricant can flow out of the stress zone via microchannels that open up between the peaks and valleys of the surface texture. This allows a more even distribution of the lubricant over the entire surface where contact occurs between the tool and the flat steel product during the forming process. Furthermore, a stochastic basic structure ensures flow and adhesion properties for organic or metallic coatings, which can be additionally applied to the flat steel product according to the invention if required.
  • Skin-passing can be performed either wet (under water or oil) or dry (without liquid media). Dry skin-passing offers the advantage that no liquid residues can be carried over, which later lead to surface defects in the form of corrosion. Nevertheless, if necessary, dry skin-passing can be supported by applying a small amount of a rapidly evaporating forming aid, especially if a high degree of skin-passing is to be achieved.
  • the microhardness is determined according to DIN EN ISO 6507.
  • interactions between the various metallic and oxide components of the steel surface and the furnace rolls can occur. This can lead to growths on the furnace rolls, which in turn can cause surface defects in the steel strip.
  • the uncoated flat steel product can be provided with an additional coating or conversion layer, in a particular embodiment chromating or phosphating.
  • the flat steel product can be coated with a metallic zinc-based corrosion protection layer.
  • the coating can be applied using a PVD process or by electrolytic deposition.
  • This coating is preferably applied by electrolytic deposition with a zinc layer thickness d of ⁇ 2 - ⁇ 10 ⁇ m.
  • the minimum value of d is based on the fact that at a layer thickness of ⁇ 2 ⁇ m, the desired cathodic corrosion protection cannot be adequately ensured. At d > 10 ⁇ m, however, the forming and welding properties can be negatively affected.
  • a roughness R a of both ⁇ 0.5 ⁇ m and > 1.8 ⁇ m should be avoided, as such values can lead to adverse friction behavior during subsequent forming into the component.
  • R PC should not be ⁇ 40 cm -1 to ensure sufficiently good optical properties even after painting.
  • the tensile strength R m is ⁇ 1000 MPa, preferably R m ⁇ 980 MPa.
  • the steel according to the invention can particularly preferably have C ⁇ 0.12%, particularly preferably C ⁇ 0.15% and preferably Si ⁇ 0.9%, particularly preferably Si ⁇ 1.05%.
  • the steel according to the invention can particularly preferably have C ⁇ 0.5%, particularly preferably C ⁇ 0.5% and preferably Si ⁇ 1.7%, particularly preferably Si ⁇ 1.5%.
  • the flat steel product has a bending angle > 80% and a hole expansion > 25%.
  • the flat steel product according to the invention has a structure consisting of ⁇ 80% bainite and/or martensite, of which at least 75% of the martensite is tempered, ⁇ 5% residual austenite and ⁇ 10% ferrite.
  • the present microstructure consists of 80% bainite and/or martensite.
  • the bainite is preferably bainitic ferrite. 75%, preferably 80%, particularly preferably 90% of the martensite is tempered during the process according to the invention.
  • a maximum of 25%, particularly preferably 20%, particularly preferably 10% of the martensite in the microstructure according to the invention is untempered.
  • the microstructure of a flat steel product according to the invention contains at least 5% residual austenite.
  • Residual austenite has a positive effect on the formability and elongation of martensite-containing steels.
  • Austenite stabilized down to room temperature can be elongated to a greater extent than other microstructure components by utilizing the TRIP effect, while simultaneously achieving higher work hardening. Due to the limitation of austenite-stabilizing alloying elements such as C and Mn for weldability reasons, a residual austenite content greater than 20% is not possible with the described manufacturing process.
  • the flat steel product according to the invention has a microstructure containing a maximum of 10% ferrite, preferably 5%, particularly preferably 3%, to ensure the required high strength.
  • the ferrite present is polygonal ferrite.
  • the atmosphere A 4 and the dew point T P4 in step d) can be adjusted so that H 2 O/H 2 ⁇ 0.957, preferably H 2 O/H 2 ⁇ 0.90, particularly preferably H 2 O/H 2 ⁇ 0.80.
  • This further reduces the thin oxide layer that forms in the atmosphere A 4.
  • the surface layer i.e. the portion that is at a maximum distance of 10 ⁇ m from the surface, is chemically changed.
  • carbon diffuses out of the material and the surface layer becomes depleted of carbon. As a result, no carbon is present in step h) to stabilize the residual austenite.
  • the chemical change in the surface region can be supported by the targeted inflation of NH 3 , which can have a positive effect on the mechanical properties close to the surface and additionally inhibits the external selective oxidation of the base alloy elements. Therefore, in this preferred embodiment, the ratio of the residual austenite content in the RA Bulk material compared to the residual austenite content in the surface layer RA Surface is RA Surface / RA Bulk ⁇ 80%.
  • the surface layer is defined as the area of the steel that is at a maximum distance of 10 ⁇ m from the surface. The surface area is therefore softer than the material, resulting in good forming properties. In this particular embodiment, a flat steel product with the inventive good surface and good formability can be achieved.
  • a component for structural lightweight construction in automotive engineering can be formed from a flat steel product according to the invention.
  • samples F112 and B102 underwent stochastic surface texturing during the skin-passing step.
  • Sample A1 was subsequently coated with a conversion layer.
  • a furnace roller was coated with a coating with a microhardness of 8001 HV0.3 and a roughness of 4 ⁇ m.
  • Steel alloys B and DF have the steel composition according to the invention.
  • Steel alloy B was tested under different manufacturing parameters (B102 - B106).
  • Tests B102, BIOS and B106 were carried out under process conditions according to the invention and show good surface conditions with good mechanical properties.
  • Test B104 did show good surface properties, but due to a T4 temperature ⁇ Ac3 -30 °C the carbon cannot be distributed homogeneously in the austenite structure, which results in an excessively low proportion of tempered martensite.
  • example B105 on the other hand, the structure according to the invention is achieved, but the example has poor surface properties, i.e. no roughness according to the invention. These poor surface properties are due to the dew points Tp6 and Tp7 not according to the invention.
  • Examples D107, D108, F112, and F113 were produced according to the inventive process and exhibited good surface properties, i.e., roughness. Furthermore, the residual austenite in the surface layer had a RA_Surface / RA_Bulk ratio of ⁇ 80%. In contrast, in Example D9, a good surface could not be achieved due to a non-inventive skin-passing degree. In Example D110, however, the non-inventive dew points T p6 and T p7 lead to the selective oxidation of base alloying elements and poor surface properties.
  • Steel alloys A and E have a silicon content that is not in accordance with the invention; all further process steps are within the inventive range. Due to the low silicon content, a high proportion of bainite and carbides forms in the microstructure. This results in a low residual austenite content and a high proportion of tempered martensite. Therefore, examples A101, E110, and E111 are not in accordance with the invention.
  • Steel alloy C has a carbon and silicon content that is not in accordance with the invention because too much fresh martensite is formed. Both examples C105 and C106 therefore have a non-inventive proportion of tempered martensite. C106 also has a non-inventive proportion of ferrite and retained austenite. Table 1 No.
  • Bainite + Martensite Proportion of tempered martensite retained austenite ferrite Rp0.2 Rm A80 Roughness Ra Peak number Rpc A101 77 40% 3 20 585 883 17 0.65 55 B102 84 88% 12 4 880 1199 16 0.8 52 B103 88 91% 11 1 940 1181 14 0.7 54 B104 84 50% 8 8 719 1245 10 1.3 58 C105 94 56% 6 0 759 1091 10 0.8 50 C106 82 31% 3 15 673 1101 13 0.9 51 D107 88 80% 10 2 900 1055 16 1.2 57 D108 90 76% 9 1 853 1021 13 1.4 60 D109 81 81% 14 5 843 1098 17 2.1 71 E110 82 47% 3 15 679 1209 9 0.7 55 E111 93 54% 3 4 873 1219 6 1.1 56 F112 84 89% 16 0 1239 1482 17 1 54 F113 78 93% 17 5 1158 1489 22 1 53 B105 80 88% 15 5 8

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft einen unbeschichteten, hochfesten Stahl mit guten Umform- und Oberflächeneigenschaften und sein Herstellungsverfahren, sowie ein Bauteil aus dem Stahl. Der Stahl weist eine gute Oberfläche mit einer Rauheit R<sub>a</sub> = 0,5 µm - 1,8 µm und einer Spitzenzahl R<sub>PC</sub> ≥ 40 cm<sup>-1</sup> auf.

Description

  • Die Erfindung betrifft einen hochfesten Stahl mit guten Umform- und Oberflächeneigenschaften und seine Herstellungsverfahren, sowie ein Bauteil aus dem Stahl.
  • Bei den in der Erfindung beschriebenen Stahlflachprodukten handelt es sich typischerweise um Walzprodukte, wie Stahlbänder oder Bleche sowie daraus hergestellte Zuschnitte und Platinen.
  • Mechanische Eigenschaften, wie Zugfestigkeit Rm, Streckgrenze Rp0,2, Bruchdehnung A80, die hier berichtet werden, sind im Zugversuch gemäß DIN-EN ISO 6982-1:2017 ermittelt worden, soweit nicht ausdrücklich anders angegeben.
  • In der vorliegenden Anmeldung sind alle Angaben zu Gehalten bezüglich der Stahlzusammensetzung auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle nicht näher bestimmten, im Zusammenhang mit einer Stahllegierung stehenden "%-Angaben" sind daher als Angaben in "Gew.-%" zu verstehen.
  • Im Folgenden ist der Begriff unbeschichtetes Stahlfachprodukt so zu verstehen, dass sich kein Korrosionsüberzug beispielsweise durch Schmelztauchbeschichtung oder elektrolytisch hergestellte Beschichtungen auf der Oberfläche des Stahlflachprodukts befindet.
  • Mit Ausnahme der auf das Volumen (Angabe in "Vol.-%") bezogenen Angaben zum Restaustenit-Gehalt des Gefüges eines erfindungsgemäßen Blechformteils beziehen sich Angaben zu den Gehalten der verschiedenen Gefügebestandteile jeweils auf die Fläche eines Schliffs einer Probe des jeweiligen Erzeugnisses (Angabe in Flächenprozent "Flächen-%"), soweit nicht ausdrücklich anders angegeben.
  • Das Gefüge wird an Querschliffen bestimmt, die einer Ätzung mit 3 % Nital (alkoholische Salpetersäure) unterzogen werden. Die Gefügebestimmung erfolgt im Rasterelektronenmikroskop bei 5000-facher Vergrößerung für die Bestimmung des Anteils des plattenartigen und anderen nicht plattenartigen Bainits und bei 20.000 - bis 50.000-facher Vergrößerung für die Bestimmung der Plattenlänge, -breite und des Plattenabstands. Der Anteil an Restaustenit wird in einer Untersuchung mittels Röntgenbeugung (XRD) nach ASTM E975 bestimmt.
  • Alle Bandtemperaturen im Prozess können beispielweise mit einem handelsüblichen Pyrometer bestimmt werden.
  • In der vorliegenden Anmeldung meint gleiche Atmosphäre (d.h.: Ai = Aj), dass die Taupunkte und bevorzugt die Anteile an Wasserstoff, Sauerstoff und Stickstoff im Rahmen der Messungenauigkeit übereinstimmen.
  • Aus dem Stand der Technik sind hochfeste Stähle mit guten Umformeigenschaften für Anwendungen beispielsweise im Automobilbau bekannt. Hochfeste Stähle zeichnen sich durch einen hohen Anteil an Legierungselementen aus, wobei die Legierungselemente zur Festigkeitssteigerung beitragen. Gleichzeitig muss der Stahl gute Dehnungseigenschaften aufweisen.
  • Aus der EP 2 710 158 A1 ist ein ultrahochfestes, kaltgewalztes Stahlblech bekannt, das in Masse-% 0,10 - 0,50 % C, 0,01 - 2,5 % Si, 1,0 - 3,5 % Mn, nicht mehr als 2,5 % Al, nicht mehr als 0,020 % P, nicht mehr als 0,005 % S, und nicht mehr als 0,02 % N, wahlweise des Weiteren ein oder mehrere Elemente aus 0,01 - 0,50 % Cr, 0,01 - 0,5 % Mo, 0,01 - 0,1 % V, 0,001 - 0,15 % Ti, 0,02 - 0,05 % Nb, wobei für die Summe von V, Ti, Nb ≤ 0,2 % gilt, 0,0005 - 0,005 % B, nicht mehr als 0,01 % Ca besteht und ein Gefüge von weniger als 5 % Ferrit, weniger als 5 % 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 aufweist. Diese Eigenschaften führen zu einer guten Dehngrenze und Festigkeit.
  • Oft werden hochfeste Stähle elektrolytisch beschichtet oder schmelztauchbeschichtet z.B. in der EP 2 258 886 B1 . Es zeigt sich allerdings die Notwendigkeit, ein ultrahochfestes, kaltgewalztes Stahlblech zur Verfügung zu stellen, welches unbeschichtet eingesetzt wird. Hierbei zeigen sich durch den hohen Legierungsanteil, insbesondere den sauerstoffaffinen Elementen Si und Al, viele Oberflächenfehler.
  • Daher ist die Aufgabe der vorliegenden Erfindung ein hochfestes Stahlflachprodukt mit guten Dehnungseigenschaften und guten Oberflächeneigenschaften, sowie dessen Herstellungsverfahren zur Verfügung zu stellen. Des Weiteren kann es notwendig sein, dass das Stahlflachprodukt mit den guten Oberflächeneigenschaften auch optimierten Umformeigenschaften aufweist.
  • Gelöst wird die Aufgabe durch ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachprodukt, in dem die Taupunkte und somit die verschiedenen Oxidschichten in den einzelnen Arbeitsschritten gezielt kontrolliert werden. Dadurch stellt sich ein Stahlflachprodukt mit besonders guten Oberflächeneigenschaften mit einer Rauheit Ra = 0,5 µm - 1,8 µm und einer Spitzenzahl RPC ≥ 40 cm -1ein.
  • Das Herstellungsverfahren umfasst mindestens die folgenden Arbeitsschritte:
    a. Bereitstellen eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts, welches einen Stahl umfasst, der aus den folgenden Elementen besteht:
    C: 0,10 - 0,5 %;
    Mn: 1,0 - 3,0 %;
    Si: 0,9 -1,7 %;
    P: ≤ 0,020 %;
    S: ≤ 0,005 %;
    N: ≤ 0,008 %
    sowie optional eines oder mehrere der folgenden Elemente
    AI: 0,01 - 1,5 %;
    Cr: 0,05 - 1 %;
    Mo: 0,05 - 0,2 %;
    B: 0,0004 - 0,002 %;
    Cu: 0,05 - 0,2 %;
    0,005 % ≤ Ti+Nb+V ≤ 0,2 %;
    und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Elementen.
    b. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Ofeneintrittstemperatur.
    c. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von T0 in einer Atmosphäre A1 auf eine Temperatur T1, wobei T1 = 650 °C - 750 °C und der Taupunkt TP1 der Atmosphäre A1 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt.
    d. Aufheizen und Durchwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Temperatur T4 für t4 = 5 s - 300 s, wobei T1 ≤ T4 ≤ 950 °C und T4 ≥ Ac3 -30 °C, das Durchwärmen in einer Atmosphäre A4 erfolgt und der Taupunkt TP4 der Atmosphäre A4 im Bereich (-60 °C) bis (-0 °C) liegt.
    e. Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate ϑ5 = 10 °C/s - 100 °C/s in einer Atmosphäre A5 auf eine Temperatur T5, wobei T5 = (TMs + 40 °C) - (TMS - 175 °C) und T5 ≤ 550 °C und der Taupunkt TP5 der Atmosphäre A5 im Bereich (-60 °C) bis (-0 °C) liegt.
    f. Einstellen und Halten des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf einer Temperatur T6 in einer Atmosphäre A6 für eine Haltezeit t6 = 1 s - 60 s, wobei T6 = TMS -(TMS - 175 °C), und der Taupunkt TP6 der Atmosphäre A6 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt.
    g. Wiederaufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Aufheizrate ϑ7 = 2 °C/s - 100 °C/s in einer Atmosphäre A7 auf eine Temperatur T7, wobei TMS < T7 ≤ 510 °C und der Taupunkt TP7 der Atmosphäre A7 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt.
    h. Einstellen und Halten des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf einer Temperatur T8, wobei TMS < T8 ≤ 510 °C, in einer Atmosphäre A8 für eine Gesamtzeit für das Wiederaufheizen, Einstellen und Halten von t8 = 10 s - 600 s, wobei der Taupunkt TP8 der Atmosphäre A8 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt.
    i. Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate ϑ10 > 5 °C/s auf eine Temperatur T10, wobei T10 ≤ 60 °C.
    j. Dressieren des Stahlflachprodukts mit mindestens einem Umformstich und einem Gesamtdressiergrad D = 0,1 % - 0,8 %.
  • In einer bevorzugten Ausführung umfasst das Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, unbeschichteten Stahlflachprodukts keine weiteren Arbeitsschritte und das Verfahren besteht aus den Schritten a bis j.
  • In einer besonderen Ausführungsform finden zwischen zwei aufeinanderfolgenden Schritten keine weiteren Temperaturänderungen statt, besonders bevorzugt gilt dies für alle Paare von aufeinanderfolgenden Schritten. Dies bedeutet beispielsweise, dass nach dem Schritt e) (Abkühlen auf T5) direkt T6 eingestellt und gehalten wird.
  • Im Folgenden werden die einzelnen Arbeitsschritte detailliert beschreiben:
    • Arbeitsschritt a)
  • Das bereitgestellte, kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird auf konventionelle Weise hergestellt. Die konventionelle Weise umfasst das Vergießen des Stahls zu einer Bramme, Wiedererwärmen der Brammen, Warmwalzen, Haspeln des Warmbandes, Beizen des Warmbandes und Kaltwalzen des Warmbandes. Für die erfindungsgemäße Zusammensetzung der Bramme und des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und deren optionalen Variationsmöglichkeiten gelten die nachstehenden Erläuterungen bezüglich der Zusammensetzung.
  • Kohlenstoff "C" ist in dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,10 % bis 0,5 % enthalten. Kohlenstoff unterstützt im erfindungsgemäßen Stahl die Bildung und Stabilisierung des Austenits. Insbesondere erfolgt die Stabilisierung während des Abschreckens und der folgenden Glühbehandlung. Des Weiteren erhält der Stahl durch die Zugabe von C eine hohe Festigkeit, da die Festigkeit des Martensits, welcher sich während des Prozesses bildet, gesteigert wird. Daher soll der C-Gehalt mindestens 0,10 %, bevorzugt 0,12 %, besonders bevorzugt 0,15 % betragen. Auf der anderen Seite wird die Martensit-Starttemperatur mit steigendem C-Gehalt zu immer tieferen Temperaturen verschoben, so dass möglicherweise kein bzw. nur ein zu geringer Anteil an Niedrigtemperaturphasen gebildet werden kann. Aus diesem Grund sollte der C-Gehalt im erfindungsgemä-βen Stahl maximal 0,5 %, bevorzugt 0,4 %, besonders bevorzugt 0,5 % betragen.
  • Silizium "Si" wird zur Einstellung des besonderen Gefüges in dieser Erfindung benötigt, denn es verzögert die Zementitbildung. Durch einen zu hohen Anteil an Zementit würde der Kohlenstoff in Karbiden gebunden sein und stünde während des Prozesses nicht mehr für die Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung und die Dehnung würde sich verschlechtern. Daher muss Silizium mit mindestens 0,9 %, bevorzugt mindestens 1,05 %, besonders bevorzugt mindestens 1,10 %, im erfindungsgemäßen Stahl vorliegen. Ein zu hoher Siliziumgehalt führt andererseits zu einer schlechten Oberflächenqualität, so dass der erfindungsgemäße Stahl maximal 1,7 %, besonders bevorzugt maximal 1,5 % aufweist.
  • In einer besonderen Ausführungsform umfasst der erfindungsgemäße Stahl C ≤ 0,16 % und Si ≤ 1,2 %, bevorzugt C ≤ 0,15 % und Si ≤ 1,2 %, besonders bevorzugt C ≤ 0,15 % und Si ≤ 1,1 %. In dieser besonderen Ausführungsform kann insbesondere bevorzugt C ≥ 0,12 %, besonders bevorzugt C ≥ 0,15 %, und bevorzugt Si ≥ 0,9 %, besonders bevorzugt Si ≥ 1,05 % aufweisen.
  • In einer alternativen Ausführungsform weist der erfindungsgemäße Stahl C > 0,16 % und Si >1,2 %, bevorzugt C > 0,16 % und Si ≥ 1,25 %, besonders bevorzugt C ≥ 0,18 % und Si ≥ 1,3 %, insbesondere bevorzugt C ≥ 0,20 % und Si ≥ 1,4 %, auf. In dieser besonderen Ausführungsform kann insbesondere bevorzugt C ≤ 0,5 %, besonders bevorzugt C ≤ 0,5 % und bevorzugt Si ≤ 1,7 %, besonders bevorzugt Si ≤ 1,5 % aufweisen.
  • Im erfindungsgemäßen Stahl ist Mangan "Mn" enthalten. Mit einem Gehalt ab 1,0 % ermöglicht Mn die Martensitbildung, da die Perlitbildung unterdrückt wird. Als vorteilhaft hat sich ein Anteil von mindestens 1,2 % und besonders vorteilhaft ein Anteil von mindestens 1,5 % herausgestellt. Allerdings kann ein zu hoher Mn-Anteil zu starken Seigerungen führen, weswegen der Mn-Anteil auf 3,0 % beschränkt ist. Außerdem schränkt ein hoher Mn-Anteil die Schweißeignung stark ein und verringert den Korrosionswiderstand. Daher hat sich ein Mn-Anteil von maximal 2,5 % und insbesondere von 2,3 % als besonders vorteilhaft herausgestellt.
  • Die Zugabe von Phosphor "P" schränkt die Schweißeignung stark ein und sollte daher auf 0,020 % beschränkt sein, wobei Gehalte von 0,018 %, insbesondere von 0,015 % besonders vorteilhaft sind. Im erfindungsgemäßen Stahl hat es sich herausgestellt, dass es vorteilhaft sein kann, wenn P mit mindestens 0,002 %, insbesondere 0,006 %, enthalten ist, da dadurch die Mischkristallhärtung gefestigt wird.
  • Schwefel "S" kann zur Bildung von Mn-Sulfiden führen, welche die Umformbarkeitseigenschaften stark verschlechtern. Daher ist im erfindungsgemäßen Stahl der Gehalt auf 0,005 % beschränkt, wobei eine Beschränkung auf 0,004 % und insbesondere auf 0,005 % vorteilhaft sein kann. Eine Verunreinigung mit Schwefel lässt sich während der Stahlherstellung nicht komplett vermeiden.
  • Stickstoff "N" kann bei Gehalten über 0,010 % zur Bildung von groben Nitriden führen, was zu einer verschlechterten Umformbarkeit führt. Zur Vermeidung dieser Nitride hat sich ein maximaler Gehalt von 0,008 % als besonders vorteilhaft herausgestellt. Während der Stahlherstellung lässt sich eine Verunreinigung durch Stickstoff nicht komplett vermeiden.
  • Neben den zuvor erläuterten Verunreinigungen P, S, und N können auch noch weitere Elemente als Verunreinigungen im Stahl vorhanden sein. Diese weiteren Elemente werden unter den "unvermeidbaren Verunreinigungen" zusammengefasst. Bevorzugt beträgt der Gehalt an diesen "unvermeidbaren Verunreinigungen" in Summe maximal 0,2 %, bevorzugt maximal 0,1 %. Die nachfolgend beschriebenen optionalen Legierungselemente "Al, Cr, Mo, B, Cu, Ti, Nb", für die eine Untergrenze angegeben ist, können auch in Gehalten unterhalb der jeweiligen Untergrenze als unvermeidbare Verunreinigungen im Stahlsubstrat vorkommen. In dem Fall werden sie ebenfalls zu den "unvermeidbaren Verunreinigungen" gezählt, deren Gesamtgehalt auf maximal 0,2 %, bevorzugt maximal 0,1 % begrenzt ist.
  • Aluminium "Al" kann dem erfindungsgemäßen Stahl zur Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff hinzugefügt werden. Außerdem kann Aluminium eingesetzt werden, um den Restaustenitanteil zu erhöhen. Ein höherer Restaustenitanteil ergibt sich bei Zugabe von Aluminium durch eine Verzögerung der Bildung von Zementitausscheidungen. Es hat sich hierfür im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt ein Aluminiumanteil von mindestens 0,01 %, bevorzugt 0,05 % als vorteilhaft herausgestellt. Anderseits kann ein zu hoher Alumniumanteil zu einer Bildung von groben Al-Nitriden führen, die zu einer versprödenden Wirkung und damit zu einer schlechteren Umformbarkeit führen. Zudem können höhere Al-Gehalte zu einem schlechteren Gießverhalten führen, da Aluminiumverbindungen zu Clogging führen können. In der vorliegenden Erfindung ist daher eine Begrenzung des Aluminiumgehaltes auf 1,5 %, bevorzugt 0,8 %, besonders bevorzugt 0,4 % vorgesehen.
  • Chrom "Cr" ist ein effektiver Inhibitor des Perlits, trägt zur Festigkeit bei. Ein Chromanteil von mindestens 0,10 % hat sich als besonders vorteilhaft herausgestellt. Chrom kann allerdings durch die Bildung von Cr-Oxiden zu Korngrenzenoxidation führen. Daher ist der Chromgehalt hier auf 1,0 %, bevorzugt 0,9 %, begrenzt.
  • Molybdän "Mo" bildet ebenfalls bei geringen Mengen feine, festigkeitssteigernde Kohlenstoffnitride. Daher hat sich eine Zugabe von mindestens 0,05 % als vorteilhaft herausgestellt. Der festigkeitssteigernde Effekt der Kohlenstoffnitride erschöpft sich allerdings, sobald der Molybdängehalt zu groß wird. Außerdem können hohe Gehalte von Molybdän die Kaltformbarkeit und die Schweißeigenschaften verschlechtern. Hier hat sich ein Gehalt von maximal 0,2 %, bevorzugt 0,10 %, besonders bevorzugt 0,07 %, als vorteilhaft herausgestellt.
  • Die Zugabe von Bor "B" führt zu einem feinkörnigen Gefüge, da Bor an die Phasengrenzen segregiert und deren Bewegung blockiert. Dafür können dem erfindungsgemäßen Stahl mindestens 0,0004 %, besonders bevorzugt mindestens 0,0005 %, hinzugefügt werden. Die Auswirkung von B ist bei einem Gehalt von maximal 0,002 % gesättigt.
  • Die Zugabe von Kupfer "Cu" in das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt kann sehr feine festigkeitssteigernde Cu-Ausscheidungen bilden. Daher kann eine Zugabe von mindestens 0,05 %, bevorzugt 0,10 % vorteilhaft in der vorliegenden Erfindung sein. Allerdings sollte der Kupfergehalt auf 0,2 % begrenzt sein, da es im Warmwalzprozess ansonsten zur sogenannten Rotbrüchigkeit, d.h. es bilden sich Risse in der Bramme, kommen kann.
  • Dem erfindungsgemäßen Stahl können in einer besonderen Ausführungsform Mikrolegierungselemente (=MLE) (bevorzugt Ti und/oder Nb und/oder V) hinzugefügt werden. Im Sinne dieser Erfindung wird Bor nicht zu den Mikrolegierungselementen gezählt. Diese Elemente tragen durch die Bildung sehr fein verteilter Karbide zu einer höheren Festigkeit bei. Ein minimaler MLE-Gehalt in Summe von 0,005 % führt zum Einfrieren von Korn- und Phasengrenzen während der Glühbehandlung. Eine zu hohe Konzentration der MLE, welche die Karbidbildung und Phasengrenzenimmobilität stark fördert, ist hingegen schädlich für die Stabilisierung des Restaustenits. Daher sollte die MLE-Konzentration in Summe auf maximal 0,2 % beschränkt sein.
    • Arbeitsschritt b)
  • Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird auf eine Ofeneintrittstemperatur aufgeheizt. Die Ofeneintrittstemperatur ist die Temperatur, die das Stahlflachprodukt beim Eintritt in den Ofen in der Mitte des Blechs aufweist. Die Ofeneintrittstemperatur beträgt bevorzugt wenigstens 10 °C, besonders bevorzugt 15 °C. Die Ofeneintrittstemperatur sollte bevorzugt nicht über 100 °C, besonders bevorzugt 50 °C, insbesondere bevorzugt 35 °C, betragen.
    • Arbeitsschritt c)
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt wird von T0 auf eine Temperatur T1 in einer Atmosphäre A1 aufgeheizt. Die Temperatur T1 beträgt mindestens 650 °C, bevorzugt 670 °C. Die Temperatur T1 beträgt maximal auf 750 °C, bevorzugt 750 °C, da oberhalb dieser Temperatur Rekristallisationsprozesse beginnen und die Prozessbedingungen gemäß Arbeitsschritt d) eingestellt werden müssen.
  • Die erfindungsgemäß eingestellte Atmosphäre A1 ist reduzierend. Sie umfasst bevorzugt mindestens 2 % Wasserstoff "H2", bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend, insbesondere bezüglich Eisen, ist. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine dünne Oxidschicht, besonders bevorzugt dünner als 300 nm, kann eingestellt werden. Der H2-Gehalt sollte aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 %, bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O", beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP1 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -55 °C, besonders bevorzugt -45 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als -5 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 °C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann. Dies würde zu unerwünschten Oberflächenfehlern auf der späteren Stahloberfläche führen.
  • In einer besonderen Ausführungsform beträgt die Aufheizrate ϑ1 in Arbeitsschritt c) zwischen 500 °C und T1 in Arbeitsschritt c) mindestens 2 °C/s, bevorzugt 4 °C/s und maximal 50 °C/s, bevorzugt 10 °C/s. Durch die Aufheizrate von mindestens 2 °C/s kann die selektive Oxidation der unedlen Legierungselemente bis zum Erreichen von T1 verzögert werden und weiter minimiert werden.
    • Arbeitsschritt d)
  • Anschließend wird in Arbeitsschritt d) das Stahlflachprodukt von einer Temperatur T1 auf eine Temperatur T4 aufgeheizt und auf einer Temperatur T4 in einer reduzierenden Atmosphäre A4 durchwärmt. Das Stahlflachprodukt wird für mindestens t4 ≥ 5 s, bevorzugt 10 s, besonders bevorzugt 15 s aufgeheizt und durchwärmt. Der Minimalwert von t4 ergibt sich daraus, dass Restoxide auf der Vormaterialoberfläche bei einer Expositionszeit < 5 s gegenüber den erfindungsgemäßen Reduktionsbedingungen nicht ausreichend zu metallischem Fe rückreduziert werden.
  • Die Einstellung der T4 Temperatur und die ausreichende Zeit t4 bewirkt eine ausreichende Austenitisierung. Allerdings sollte die Zeit begrenzt sein und maximal t4 ≤ 300 s, bevorzugt 180 s, betragen, da ansonsten eine Vergröberung des Austenitkorns stattfindet, wodurch die mechanischen Eigenschaften negativ beeinflusst werden.
  • Für die Temperatur T4 gilt in diesem Schritt T1 ≤ T4 ≤ 950 °C und T4 ≥ Ac3 -30 °C, insbesondere T4 ≥ Ac3.
  • Dabei ist die zu überschreitende Mindesttemperatur Ac3 gemäß der von HOUGARDY, HP. in Werkstoffkunde Stahl, Band 1: Grundlagen, Verlag Stahleisen GmbH, Düsseldorf, 1984, p. 229.,angegebenen Formel A c3 = 902 − 225 * % C + 19 * % Si − 11 * % Mn − 5*%Cr + 13 * % Mo − 20 * % Ni + 55 * % V ° C mit %C = jeweiliger C-Gehalt, %Si = jeweiliger Si-Gehalt, %Mn = jeweiliger Mn-Gehalt, %Cr = jeweiliger Cr-Gehalt, %Mo = jeweiliger Mo-Gehalt, %Ni = jeweiliger Ni-Gehalt und %V = jeweiliger V-Gehalt des Stahls, aus dem der Zuschnitt besteht, bestimmt.
  • Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine dünne Oxidschicht, bevorzugt mit FeO als Hauptbestandteil, kann eingestellt werden. In einer besonderen Ausführungsform hat die Oxidschicht eine Dicke kleiner 100 nm, besonders bevorzugt ist die Oxidschicht, entstanden in Arbeitsschritt c), insbesondere FeO-Schicht, vollständig zu metallischem Eisen reduziert.
  • Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A4 umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2", bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. In einer besonderen Ausführungsform kann A1 = A4 sein. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend ist, insbesondere bezüglich Eisen. Der H2-Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 % bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP2 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C, besonders bevorzugt -35 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als 0 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -16 °C, sein, da es ansonsten zu einer ungewollten Oxidbildung kommen kann.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann das Durchwärmen des Stahlflachprodukts in Arbeitsschritt d) durch das Halten bei einer konstanten Temperatur T4 erfolgen. Unter einer konstanten Temperatur ist eine Schwankung von maximal ±5 °C zu verstehen, da prozesstechnisch eine genauere Einstellung nicht möglich ist. Diese besondere Ausführungsform ist insbesondere dann zu wählen, wenn analysedingt eine verhältnismäßige niedrige T4 Temperatur eingestellt wurde.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann das Aufheizen von T1 auf T4 mit einer Aufheizrate ϑ2 = 0,5 °C/s -10 °C/s erfolgen. Die Aufheizrate sollte 10 °C/s, bevorzugt 8 °C/s, besonders bevorzugt 4 °C/s nicht übersteigen. Die Aufheizrate sollte in dieser alternativen Ausführungsform mindestens 0,5 °C/s, bevorzugt 1,0 °C/s, besonders bevorzugt 2,5 °C/s betragen.
  • In einer besonderen Ausführung kann das Aufheizen in der Atmosphäre A2, insbesondere A2 = A1 erfolgen. Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A2 umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2", bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend ist, insbesondere bezüglich Eisen. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine dünne Oxidschicht, insbesondere kleiner 100 nm, kann eingestellt werden. Der H2-Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 %, bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP2 der Atmosphäre A2 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -30 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als -5 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 °C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann.
    • Arbeitsschritt e)
  • Das Stahlflachprodukt wird mit einer Abkühlrate ϑ5 = 10 °C/s - 100 °C/s in einer reduzierenden Atmosphäre A5 auf eine Temperatur T5 abgekühlt. Die Temperatur T5 beträgt höchstens (TMS + 40 °C), bevorzugt (TMS + 20 °C), besonders bevorzugt TMS, um einen ausreichenden Martensitanteil bzw. eine ausreichende Keimbildung für Bainit im Endgefüge sicher zu stellen. Die Temperatur T5 sollte mindestens (TMS - 175 °C) betragen. In diesem Schritt entsteht der sogenannte primäre Martensit. TMS kann mittels folgender Gleichung bestimmt werden: T MS ° C = 539 ° C + − 423 % C − 30,4 % Mn − 7,5 % Si + 30 % AI ° C / wt%
  • Außerdem muss die Temperatur T5 ≤ 550 °C sein, damit eine selektive Rückoxidation auf der Stahloberfläche vermieden werden kann. Die Abkühlrate ϑ5 sollte mindestens 10 °C/s besonders bevorzugt 20 °C/s, betragen. Die Abkühlrate ϑ5 sollte begrenzt sein auf maximal 100 °C/s , bevorzugt 50 °C/s, besonders bevorzugt 30 °C/s. Der Minimalwert von u5 ergibt sich daraus, dass bei einer zu niedrigen Abkühlrate eine ungewollte ferritische und/oder bainitische Umwandlung nicht ausgeschlossen werden kann. Der Maximalwert von u5 wird dadurch begrenzt, dass ein zu hohes Risiko einer ungewollten (selektiven) Rückoxidation der Stahloberfläche besteht.
  • Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A5 im Arbeitsschritt e) umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2", bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend ist, insbesondere bezüglich Eisen. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine Rückoxidation auf der Oberfläche kann vermieden werden. Der H2-Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 80 %, bevorzugt 50 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP5 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als 0 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 °C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist A4 ungleich A5, da dadurch eine unkontrollierte Verschleppung des Wasserstoffs aus der Atmosphäre A4 in die Atmosphäre A5 vermieden wird. Dadurch kann der Wasserstoffgehalt in Atmosphäre A5 genau auf die benötigte Menge zur Vermeidung selektiver Oxidation eingestellt werden und es ist kein überschüssiger Wasserstoff vorhanden, der ungewollt in den Stahl diffundiert und zu Wasserstoffversprödung führt. Dies kann durch eine bauliche Trennung, insbesondere ein Schleusensystem erreicht werden.
    • Arbeitsschritt f)
  • In Arbeitsschritt f) wird das Stahlflachprodukt auf eine Temperatur T6 in einer Atmosphäre A6 eingestellt und für eine Haltezeit t6 = 1 s - 60 s gehalten. Der Minimalwert für T6 beträgt (TMS - 175 °C), bevorzugt (TMS - 150 °C). Der Maximalwert beträgt TMS, bevorzugt (TMS - 75 °C). TMS bezeichnet die Martensitstarttemperatur, welche mit folgender Gleichung abgeschätzt werden kann: T MS ° C = 539 ° C + − 423 % C − 30,4 % Mn − 7,5 % Si + 30 % AI ° C / wt% , wobei die Elementkonzentrationen in Gewichtsprozent zu verwenden sind.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist T6 = T5. In einer besonderen Ausführungsform ist TP6 = TP5. Das Stahlflachprodukt sollte mindestens 1 s, bevorzugt mindestens 4 s, besonders bevorzugt mindestens 9 s, bei T6 gehalten werden, da dadurch eine homogene Temperaturverteilung im erfindungsgemäßen Material erreicht wird, die die Ausbildung eines besonders feinen und gleichmäßigen Gefüges aus primärem Martensit und Restaustenit über den Querschnitt des Stahlflachprodukts gewährleistet. Die Haltezeit t6 ist aus wirtschaftlichen Gründen auf 60 s begrenzt. In einer besonderen Ausführungsform bei Dicken des Stahlflachprodukts ≥ 1,0 mm beträgt die Haltezeit 10 s - 60 s.
  • Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A6 im Arbeitsschritt f) umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2", bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend ist, insbesondere bezüglich Eisen. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine Rückoxidation auf der Oberfläche kann vermieden werden. Der H2-Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 % bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP6 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als (-5) °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 °C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist A6 ungleich A5, da dadurch eine unkontrollierte Verschleppung des Wasserstoffs aus der Atmosphäre A4 in die Atmosphäre A5 vermieden wird. Dadurch kann der Wasserstoffgehalt in Atmosphäre A5 genau auf die benötigte Menge zur Vermeidung selektiver Oxidation eingestellt werden und es ist kein überschüssiger Wasserstoff vorhanden, der ungewollt in den Stahl diffundiert und zu Wasserstoffversprödung führt. Dies kann durch eine bauliche Trennung, insbesondere ein Schleusensystem erreicht werden.
    • Arbeitsschritt g)
  • In Arbeitsschritt g) wird das Stahlflachprodukt mit einer Aufheizrate ϑ7 = 2 °C/s - 100 °C/s in einer Atmosphäre A7 auf eine Temperatur T7 geheizt. Die Temperatur T7 beträgt höchstens 510 °C, besonders bevorzugt 500 °C, da ansonsten eine ungewollte Festigkeitsabnahme des Stahlflachprodukts erfolgt.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann T7 ≤ 400 °C, bevorzugt 350 °C sein, da dadurch die gewünschte Festigkeit und Dehnung besser erreicht werden können.
  • Die Temperatur T7 sollte größer als TMS, bevorzugt größer TMS +50 °C betragen, um im Grundwerkstoffgefüge den Restaustenit mit C aus dem übersättigten primären Martensit bzw. Bainit anzureichern.
  • Die Aufheizrate ϑ7 sollte mindestens 2 °C/s , besonders bevorzugt 4 °C/s betragen, da es ansonsten zu einer ungewollten Bildung von Karbiden kommen kann, welche den Kohlenstoff abbinden und nicht zur Anreicherung im Restaustenit zur Verfügung stehen. Die Abkühlrate ϑ7 sollte begrenzt sein auf maximal 100 °C/s , bevorzugt 50 °C/s.
  • Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A7 im Arbeitsschritt g) umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2", bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend ist, insbesondere bezüglich Eisen. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine Rückoxidation auf der Oberfläche kann vermieden werden. Der H2-Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 %, bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren.
  • Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP7 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als 0 °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 °C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist A7 gleich A6.
    • Arbeitsschritt h)
  • Anschließend wird das Stahlflachprodukt auf einer Temperatur T8 in einer reduzierenden Atmosphäre A8 für eine Gesamtzeit für das Wiederaufheizen (Arbeitsschritt g), Einstellen der Temperatur auf T8 und Halten von t8 = 10 s - 600 s, gehalten. Die Temperatur T8 beträgt höchstens 510 °C besonders bevorzugt 500 °C, da ansonsten ein ungewollte Festigkeitsabnahme des Stahlflachprodukts erfolgt.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann T8 ≤ 400 °C, bevorzugt 350 °C sein, da dadurch die gewünschte Festigkeit und Dehnung besser erreicht werden können. In dieser Ausführungsform kann besonders bevorzugt t8 > 400 s eingestellt werden, um eine ausreichende Energie zur Verfügung zu stellen, um den Restaustenit mit C aus dem übersättigten primären Martensit und Bainit anzureichern.
  • Die Temperatur T8 sollte größer als TMS, bevorzugt größer TMS +50 °C betragen um im Grundwerkstoffgefüge den Restaustenit mit C aus dem übersättigten primären Martensit und Bainit anzureichern. In einer besonderen Ausführungsform gilt T7 = T8.
  • Das Stahlflachprodukt sollte mindestens 10 s, bevorzugt mindestens 15 s, besonders bevorzugt mindestens 20 s, bei T8 gehalten werden, da ansonsten nicht ausreichend Diffusionszeit für C besteht, sich im Restaustenit anzureichern. Die Haltezeit t8 ist auf 120 s, bevorzugt 100 s, begrenzt, da sich ansonsten ein ungewollt hoher Karbidanteil im Grundgefüge ausbildet.
  • Die bevorzugt eingestellte Atmosphäre A8 im Arbeitsschritt h) umfasst mindestens 2 % Wasserstoff "H2" bevorzugt 3 % H2, besonders bevorzugt 5 % H2. Durch den eingestellten Wasserstoffanteil kann sichergestellt werden, dass die Atmosphäre reduzierend ist, insbesondere bezüglich Eisen. Dadurch wird eine unkontrollierte Oxidation vermieden und eine Rückoxidation auf der Oberfläche kann vermieden werden. Der H2-Gehalt sollte bevorzugt aus wirtschaftlichen Gründen auf maximal 20 %, bevorzugt 10 %, begrenzt sein. Außerdem können der Atmosphäre bis zu 0,5 % Sauerstoff "O2", insbesondere Spuren von O2 und bis zu 0,5 % Wasser "H2O" beigesetzt werden. Beide Anteile müssen begrenzt sein, um die selektive Oxidation unedler Legierungselemente zu minimieren. Der Rest der bevorzugten Atmosphäre wird Stickstoff "N2", bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 85 %, insbesondere bevorzugt 90 %, beigesetzt. In einer besonderen Ausführungsform besteht die Atmosphäre aus den beschriebenen Anteilen von H2, O2, H2O und N2. Der Taupunkt der TP8 beträgt mindestens -60 °C, bevorzugt -40 °C. Des Weiteren sollte der Taupunkt nicht größer als (-5) °C, bevorzugt -10 °C, besonders bevorzugt -15 °C, betragen, da ansonsten selektive Oxidation unedler Legierungselemente erfolgen kann.
  • In einer besonderen Ausführungsform ist A8 =A7, insbesondere A8 = A7 = A6.
    • Arbeitsschritt i)
  • In Arbeitsschritt i) wird das Stahlflachprodukt mit einer Abkühlrate ϑ10 > 5 °C/s auf eine Temperatur T10 abgekühlt, wobei T10 ≤ 60 °C. Der Minimalwert von u10 ergibt sich aus technisch-wirtschaftlichen Überlegungen, die hierfür notwendige Kühlstrecke nicht unnötig lang auslegen zu müssen. Liegt T10 > 60 °C, bevorzugt T10 > 40 °C kann dies zu Oberflächenfehlern während des anschließenden Dressierprozesses führen.
    • Arbeitsschritt i)
  • Dressieren des Stahlflachprodukts mit mindestens einem Umformstich und einem Gesamtdressiergrad D = 0,1 % - 0,8 %, bevorzugt D = 0,1 % - 0,5 %, besonders bevorzugt D = 0,2 % - 0,5 %. In einer besonderen Ausführungsform kann das Dressieren mit mindestens zwei Umformstichen erfolgen. Das Dressieren dient zur Verbesserung der Planlage, Feineinstellung der mechanischen Eigenschafen durch eine abschließende Anhebung der Festigkeit sowie zur Einprägung einer definierten Oberflächenfeinstruktur über die Dressierwalzenstruktur in die Oberfläche. Das erfindungsgemäße Dressieren bewirkt neben den anderen beschriebenen Verfahrensschritten die erwünschte Rauheit und Spitzenzahl der Oberfläche.
  • Der Minimalwert von D wird dadurch bestimmt, dass bei einem Dressiergrad von < 0,1 %, bevorzugt 0,2 %, nicht ausreichend Walzkraft aufgebracht wird, die Planlage zu optimieren und die erfindungsgemäßen Minimalanforderungen an Ra und Rpc zu erfüllen. Der Maximalwert von D wird dadurch begrenzt, dass sich die Produkteigenschaften durch einen D-Grad > 0,8 %, bevorzugt 0,5 %, nicht weiter verbessern lassen, aber der technische Aufwand aufgrund von notwendiger Walzkraft oder mehrstichigem Nachdressieren unverhältnismäßig ansteigt. Aus wirtschaftlichen und logistischen Gründen wird das Dressieren vorzugsweise in-line durchgeführt, d.h. in einem kontinuierlichen Prozess in derselben Anlage zusammen mit der vorgeschalteten Glühbehandlung. Alternativ kann das Dressieren auch in einem Folgeprozess an einem Stand-Alone-Dressiergerüst erfolgen oder in einer Kombination aus In-line- und Off-line-Dressieren, insbesondere dann, falls mehr als ein Umformstich zur Erreichung der erfindungsgemäßen Grenzen von D, Ra und Rpc notwendig sein sollten. Die applizierte Oberflächentexturierung kann auf einer deterministischen oder stochastischen Feinstruktur basieren. Eine bevorzugte Ausführungsform ist es, beim Dressieren eine stochastische Oberflächentexturierung zu applizieren, um im geölten bzw. gefetteten Zustand das Reibverhalten zwischen Stahloberfläche und Werkzeug während der Umformung zum Bauteil zu optimieren. Bei der hohen Druckbelastung aufgrund der notwendig hohen Umformkräfte für hochfeste Stähle birgt eine stochastische Oberflächenstruktur den Vorteil, dass bei hohen Druckbeanspruchungen der Schmierstoff über Mikrokanäle, welche sich zwischen den Bergen und Tälern der Oberflächentextur auftun, aus der Beanspruchungszone abfließen kann. Dies erlaubt eine gleichmäßigere Verteilung des Schmierstoffes über die gesamte Oberfläche, an der es im Umformprozess zu einem Kontakt zwischen Werkzeug und Stahlflachprodukt kommt. Des Weiteren gewährleistet eine stochastische Grundstruktur Verlaufs- und Haftungseigenschaften für organische oder metallische Beschichtungen, die erforderlichenfalls zusätzlich auf das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt aufgebracht werden können.
  • Das Dressieren kann als Nass- (unter Wasser oder Öl) oder Trockendressieren (ohne flüssige Medien erfolgen). Das Trockendressieren bietet dabei den Vorteil, dass keine Flüssigkeitsreste verschleppt werden können, welche später zu Oberflächenfehlern in Form von Korrosionserscheinungen führen. Trotzdem kann bei Bedarf das Trockendressieren durch Applikation einer geringen Menge eines schnell verflüchtigenden Umformhilfsmittels unterstützt werden, insbesondere wenn ein hoher Dressiergrad erreicht werden soll.
  • In einer besonderen Ausführungsform wird das Stahlflachprodukt in dem erfindungsgemäßen Verfahren in den Schritten b) - h) mittels Ofenrollen durch einen Ofen bewegt wird, wobei mindestens eine der verwendeten Ofenrollen, bevorzugt alle Ofenrollen, eine Beschichtung mit einer Mikrohärte ≥ 750 HV0,3, bevorzugt ≥ 900HV0,3, und eine Rauheit Ra = 3,0 µm - 8 µm aufweist. Die Mikrohärte wird anhand DIN EN ISO 6507 bestimmt. In der erfindungsgemäßen Ausführung des Glühens kann es zu Wechselwirkungen der verschiedenen metallischen und oxidischen Bestandteile der Stahloberfläche mit den Ofenrollen kommen. Daraus können Aufwachsungen auf den Ofenrollen entstehen, welche wiederum Oberflächenfehler im Stahlband verursachen können. Dabei hat sich gezeigt, dass in der besonderen Ausführungsform eine Ofenrolle, bevorzugt alle Ofenrollen mit einer Beschichtung mit einer Mikrohärte ≥ 750 HV0,3, bevorzugt ≥ 900HV0,3, und eine Rauheit t Ra = 3,0 µm - 8 µm versehen sein sollten, damit diese Oberflächenfehler vermieden werden können.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann das unbeschichtete Stahlflachprodukt mit einer Zusatzbeschichtung oder Konversionsschicht, in einer besonderen Ausführungsform Chromatierung oder Phosphatierung, versehen werden.
  • In einer anderen Ausführungsform kann das Stahlflachprodukt mit einer metallischen Korrosionsschutzschicht auf Zn-Basis beschichtet werden. Die Beschichtung kann per PVD-Verfahren oder per elektrolytischer Abscheidung aufgebracht werden. Vorzugsweise erfolgt diese Beschichtung per elektrolytischer Abscheidung mit einer Zn-Schichtdicke d von ≥ 2 - ≤ 10µm. Der Minimalwert von d begründet sich damit, dass bei < 2µm Schichtdicke der gewünschte kathodische Korrosionsschutz nicht ausreichend sichergestellt werden kann. Bei d > 10µm kann hingegen die Umform- und Schweißeignen negativ beeinflusst werden.
  • Die Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens führt zu dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt: Ein hochfestes Stahlflachprodukt, mit einer Zugfestigkeit Rm = 900 MPa -1500 MPa, eine Dehngrenze Rp02 ≥ 680 MPA und einer Dehnung A80 =7 % - 25 %, welches einen Stahl umfasst, der aus den folgenden Elemente besteht:
    C: 0,10 - 0,5 %;
    Mn: 1,0 - 3,0 %;
    Si: 0,9 - 1,7 %;
    P: ≤ 0,020 %;
    S: ≤ 0,005 %;
    N: ≤ 0,010 %;
    sowie optional eines oder mehrere der folgenden Elemente
    AI: 0,01 - 1,5 %;
    Cr: 0,05 - 1 %;
    Mo: 0,05 - 0,2 %;
    B: 0,0004 - 0,002 %;
    Cu: 0,05 - 0,2 %;
    0,005 % ≤ TI + NB + V ≤ 0 ,2 %
    und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Elementen, wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das zu ≥ 80 % aus Bainit und/oder Martensit, wovon mindestens 75 % des Martensits angelassen ist, ≥ 5 % Restaustenit und ≤ 10 % Ferrit besteht mit einer Oberfläche des Stahlflachprodukts, welche eine Rauheit Ra = 0,5 µm - 1,8 µm und einer Spitzenzahl RPC ≥ 40 cm-1 aufweist.
  • Die erfindungsgemäße Oberfläche ist charakterisiert durch eine Rauheit Ra = 0,5 µm - 1,8 µm, insbesondere Ra = 0,7 µm - 1,8 µm und eine Spitzenanzahl RPC ≥ 40 cm-1, insbesondere RPC ≥ 50 cm-1. Eine Rauheit Ra sowohl < 0,5 µm als auch > 1,8 µm ist zu vermeiden, da solche Werte zu einem nachteilhaften Reibverhalten während der späteren Umformung zum Bauteil führen können. RPC soll nicht < 40cm-1 liegen zur Sicherstellung ausreichend guter optischer Eigenschaften auch nach Lackierung.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist eine Zugfestigkeit Rm = 900 MPa -1500 MPa, eine Dehngrenze Rp02 ≥ 680 MPA und eine Dehnung A80 = 7 % - 25 % auf.
  • In einer besonderen Ausführungsform mit C ≤ 0,16 % und Si ≤ 1,2 %, bevorzugt C ≤ 0,15 % und Si ≤ 1,2 %, besonders bevorzugt C ≤ 0,15 % und Si ≤ 1,1 % beträgt die Zugfestigkeit Rm < 1000 MPa, bevorzugt Rm ≤ 980 MPa. In dieser besonderen Ausführungsform kann der erfindungsgemäße Stahl insbesondere bevorzugt C ≥ 0,12 %, besonders bevorzugt C ≥ 0,15 % und bevorzugt Si ≥ 0,9 %, besonders bevorzugt Si ≥ 1,05 % aufweisen.
  • In einer alternativen Ausführungsform mit C > 0,16 und Si > 1,2, bevorzugt C > 0,16 % und Si ≥ 1,25 %, besonders bevorzugt C ≥ 0,18 % und Si ≥ 1,3 %, insbesondere bevorzugt C ≥ 0,20 % und Si ≥ 1,4 %, beträgt die Zugfestigkeit Rm ≥ 1000MPa, bevorzugt Rm ≥ 1080MPa. In dieser besonderen Ausführungsform kann der erfindungsgemäße Stahl insbesondere bevorzugt C ≤ 0,5 %, besonders bevorzugt C ≤ 0,5 % und bevorzugt Si ≤ 1,7 %, besonders bevorzugt Si ≤ 1,5 % aufweisen.
  • In einer besonderen Ausführungsform weist das Stahlflachprodukt einen Biegewinkel > 80 % und eine Lochaufweitung > 25 % auf.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist ein Gefüge bestehend aus ≥ 80 % Bainit und/oder Martensit, wovon mindestens 75 % des Martensits angelassen ist, ≥ 5 % Restaustenit und ≤ 10 % Ferrit auf.
  • Das vorliegende Gefüge besteht zu 80 % aus Bainit und/oder Martensit. Bevorzugt handelt es sich bei dem Bainit um bainitischen Ferrit. Von dem Martensit werden während des erfindungsgemäßen Verfahrens 75 %, bevorzugt 80 %, besonders bevorzugt 90 % angelassen. Bevorzugt liegen maximal 25 %, besonders bevorzugt 20 %, besonders bevorzugt 10 % des Martensits in dem erfindungsgemäßen Gefüge unangelassen vor.
  • Das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts enthält mindestens 5 % Restaustenit. Restaustenit wirkt sich günstig auf die Umformbarkeit und Dehnung martensithaltiger Stähle aus. Der bis auf Raumtemperatur stabilisierte Austenit kann unter Nutzung des TRIP-Effekts bei gleichzeitig höherer Verfestigung stärker gedehnt werden als andere Gefügebestandteile. Mit der Begrenzung der austenitstabilisierenden Legierungselemente wie C und Mn aus Schweißbarkeitsgründen ist ein Restaustenitanteil größer 20 % mit dem beschriebenen Herstellungsprozess nicht möglich.
  • Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist ein Gefüge auf, dass maximal 10 % Ferrit, bevorzugt 5 %, besonders bevorzugt 3 %, enthält, um die geforderten hohen Festigkeiten zu gewährleisten. In einer bevorzugten Ausführungsform handelt es sich bei dem vorliegenden Ferrit um polygonalen Ferrit.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann die Atmosphäre A4 und der Taupunkt TP4 in Arbeitsschritt d) so eingestellt werden, dass H2O/H2 < 0,957, bevorzugt H2O/H2 < 0,90, besonders bevorzugt H2O/H2 < 0,80 beträgt. Hierdurch wird die dünne Oxidschicht, welche sich in der Atmosphäre A4 ausbildet, weiter reduziert. Des Weiteren wird die Oberflächenschicht, d.h. der Anteil, der einen Abstand von maximal 10µm zur Oberfläche aufweist, chemisch verändert. Insbesondere diffundiert Kohlenstoff aus dem Werkstoff und die Oberflächenschicht verarmt an Kohlenstoff. Dadurch ist in Arbeitsschritt h) kein Kohlenstoff vorhanden, der den Restaustenit stabilisiert. Unterstützt werden kann die chemische Veränderung im Oberflächenbereich durch die gezielte Aufblasung von NH3, was die oberflächennahen mechanischen Eigenschafen positiv beeinflussen kann sowie die externe selektive Oxidation der unedlen Legierungselemente zusätzlich hemmt. Daher stellt sich in dieser bevorzugten Ausführungsform das Verhältnis vom Restaustenitanteil im Werkstoff RABulk im Vergleich zum Restaustenitanteil in der Oberflächenschicht RASurface mit RASurface / RABulk ≥ 80 %. Die Oberflächenschicht ist definiert als der Bereich des Stahls, der von der Oberfläche einen maximalen Abstand von 10µm aufweist. Der Oberflächenbereich ist dadurch weicher als der Werkstoff, was in guten Umformeigenschaften resultiert. In dieser besonderen Ausführungsform kann ein Stahlflachprodukt mit der erfindungsgemäßen guten Oberfläche und einer guten Umformbarkeit erreicht werden.
  • In einer besonderen Ausführungsform kann ein Bauteil für den strukturellen Leichtbau im Automobilbau aus einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt geformt werden.
  • Im Folgenden wird die Erprobung des erfindungsgemäßen Verfahrens im Labor beschrieben. Zunächst wurden verschiedene kaltgewalzte Stahlflachprodukte zur Verfügung gestellt, die aus verschiedenen Stählen gemäß Tabelle 1 hergestellt wurden. Die verschiedenen Stahlflachprodukte wurden anschließend mit den Verfahren gemäß Tabelle 2 und 3 erprobt. Die erreichten Stahlflachprodukteigenschaften sind in Tabelle 4 zu sehen.
  • Auf die Proben F112 und B102 wurde außerdem während des Verfahrens eine stochastische Oberflächentexturierung während des Dressierschrittes aufgebracht. Bei der Probe A1 wurde das Stahlflachprodukt anschließend noch mit einer Konversionsschicht versehen.
  • Bei den Proben D107 und F113 war eine Ofenrolle mit einer Beschichtung mit einer Mikrohärte von 8001 HV0,3 und einer Rauheit von 4 µm beschichtet.
  • Die Stahllegierungen B, D-F weisen die erfindungsgemäße Stahlzusammensetzung auf. Die Stahllegierung B wurde unter unterschiedlichen Herstellparametern getestet (B102 - B106). Die Versuche B102, BIOS und B106 fanden unter erfindungsgemäßen Verfahrensbedingungen statt und zeigen gute Oberflächenbedingungen bei guten mechanischen Eigenschaften. Der Versuch B104 zeigte zwar gute Oberflächeneigenschaften, aber durch eine T4-Temperatur < Ac3 -30 °C kann der Kohlenstoff nicht homogen im Austenitgefüge verteilt werden, was in einem zu niedrigen Anteil angelassenem Martensit resultiert. Im Beispiel B105 wird hingegen das erfindungsgemäße Gefüge erreicht, aber das Beispiel weist schlechte Oberflächeneigenschaften auf, d.h. keine erfindunsgemäßen Rauheit. Diese schlechten Oberflächeneigenschaften sind begründet in dem nicht erfindungsgemäßen Taupunkten Tp6 und Tp7.
  • Die Beispiele D107, D108, F112 und F113 werden nach dem erfindungsgemäßen Verfahren durchgeführt und weisen gute Oberflächeneigenschaften, d.h. Rauheit, auf. Außerdem galt für den Restaustenit in der Oberflächenschicht RA_Surface / RABulk ≥ 80 %. Dahingegen konnte im Beispiel D9 keine gute Oberfläche erreicht werden durch einen nicht erfindungsgemäßen Dressiergrad. Im Beispiel D110 hingegen führt die nicht erfindungsgemäßen Taupunkte Tp6 und Tp7 zur selektiven Oxidation unedler Legierungselemente und schlechten Oberflächeneigenschaften.
  • Die Stahllegierungen A und E weisen einen nicht erfindungsgemäßen Siliziumgehalt auf, alle weiteren Verfahrensschritte liegen im erfindungsgemäßen Bereich. Durch den niedrigen Siliziumgehalt bildet sich im Gefüge ein hoher Anteil an Bainit und Karbiden. Dies resultiert in einem niedrigen Restaustenitanteil und einem hohen Anteil angelassenem Martensit. Daher sind die Beispiele A101, E110 und E111 nicht erfindungsgemäß.
  • Die Stahllegierung C weist einen nicht erfindungsgemäßen Kohlenstoffgehalt und Siliziumgehalt auf, da zu viel frischer Martensit gebildet wird. Beide Beispiele C105 und C106 weisen daher einen nicht erfindungsgemäßen Anteil an angelassenem Martensit auf. C106 weist außerdem einen nicht erfindungsgemäßen Ferrit- und Restaustenitanteil auf. Tabelle 1
    Nr. C Si Mn P S Al Cr Cu Nb Mo N TI V B Ti+Nb+V Ac3 MS
    A 0,142 0,21 1,63 0,012 0,0027 0,031 0,780 0,051 0,002 0,003 0,0027 0,037 0,002 0,0011 0,041 808 429
    B 0,218 1,478 2,21 0,016 0,0023 0,024 0,173 0,047 0,001 0,01 0,0046 0,007 0,003 0,0004 0,011 834 369
    C 0,072 0,26 2,59 0,013 0,0021 0,029 0,690 0,090 0,001 0,110 0,0025 0,079 0,005 0,0013 0,085 816 429
    D 0,158 1,18 1,99 0,014 0,0020 0,017 0,022 0,008 0,001 0,005 0,0016 0,015 0,001 0,0015 0,017 840 403
    E 0,153 0,42 2,35 0,013 0,0025 0,710 0,720 0,061 0,027 0,010 0,0042 0,023 0,003 0,0014 0,053 799 421
    F 0,274 1,47 2,31 0,005 0,0021 0,022 0,132 0,036 0,001 0,099 0,0013 0,086 0,004 0,0003 0,091 823 343
    Tabelle 2
    Nr. ϑ1 T1 TP1 t4 T4 TP4 TP5 T5 ϑ5 TP6 T6 t6
    A101 5 670 -20 130 893 -25 -35 375 31 -20 375 8
    B102 4 695 -20 160 892 -30 -15 331 34 -25 331 12
    B103 4 725 -20 95 902 -40 -15 326 36 -25 326 10
    B104 6 665 -20 85 793 -35 -20 341 31 -20 341 11
    C105 7 645 -20 110 857 -35 -20 329 30 -5 329 20
    C106 5 645 -20 170 851 -35 -30 389 31 -10 389 9
    D107 4 675 -20 65 904 -45 -10 311 35 -35 311 10
    D108 6 675 -20 65 892 -45 -20 333 32 -60 333 13
    D109 6 690 -20 180 893 -45 -15 291 37 -60 291 8
    E110 8 645 -20 80 849 -30 -35 397 32 -55 397 12
    E111 4 655 -20 80 858 -30 -30 374 39 -25 374 8
    F112 5 700 -20 45 901 -40 -15 290 44 -50 290 7
    F113 4 700 -20 15 896 -40 -15 321 37 -45 321 13
    B105 5 670 -20 130 897 -25 -20 336 31 5 336 18
    B106 5 670 -20 90 888 -25 -35 319 31 -20 319 17
    D110 6 675 -20 65 893 -45 -20 337 32 5 337 15
    Tabelle 3
    Nr. ϑ7 T7 TP7 D
    A101 6 450 -20 0,1
    B102 9 443 -25 0,3
    B103 7 446 -25 0,2
    B104 13 451 -20 0,5
    C105 20 453 -5 0,2
    C106 17 450 -10 0,3
    D107 16 441 -35 0,5
    D108 18 453 -60 0,6
    D109 80 447 -60 0,95
    E110 19 450 -55 0,1
    E111 21 451 -25 0,4
    F112 97 443 -50 0,3
    F113 14 447 -45 0,25
    B105 15 451 5 0,2
    B106 18 454 -20 0,15
    D110 14 459 5 0,45
    Tabelle 4
    Nr. Bainit + Martensit Anteil Angelassener Martensit Restaustenit Ferrit Rp0,2 Rm A80 Rauheit Ra Spitzenzahl Rpc
    A101 77 40% 3 20 585 883 17 0,65 55
    B102 84 88% 12 4 880 1199 16 0,8 52
    B103 88 91% 11 1 940 1181 14 0,7 54
    B104 84 50% 8 8 719 1245 10 1,3 58
    C105 94 56% 6 0 759 1091 10 0,8 50
    C106 82 31% 3 15 673 1101 13 0,9 51
    D107 88 80% 10 2 900 1055 16 1,2 57
    D108 90 76% 9 1 853 1021 13 1,4 60
    D109 81 81% 14 5 843 1098 17 2,1 71
    E110 82 47% 3 15 679 1209 9 0,7 55
    E111 93 54% 3 4 873 1219 6 1,1 56
    F112 84 89% 16 0 1239 1482 17 1 54
    F113 78 93% 17 5 1158 1489 22 1 53
    B105 80 88% 15 5 891 1197 16 1,9 61
    B106 88 97% 12 0 922 1184 15 0,65 55
    D110 86 78% 2 12 849 1001 8 2,1 59

Claims (14)

  1. Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Stahlflachprodukt umfassend mindestens die folgenden Arbeitsschritte:
    a. Bereitstellen eines kaltgewalzten Stahlflachprodukt, welcher einen Stahl umfasst, der aus den folgenden Elementen besteht: C: 0,10 - 0,5 %; Mn: 1,0 - 3,0 %; Si: 0,9 - 1,7 %; P: ≤ 0,020 %; S: ≤ 0,005 %; N: ≤ 0,010 %;
    sowie optional eines oder mehrere der folgenden Elemente: Al: 0,01 - 1,5 %; Cr: 0,05 - 1 %; Mo: 0,05 - 0,2 %; B: 0,0004 - 0,002 %; Cu: 0,05 - 0,2 %;
    0,005 % ≤ Ti + Nb + V ≤ 0 ,2 % und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Elementen.
    b. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Ofeneintrittstemperatur.
    c. Aufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts von T0 in einer Atmosphäre A1 auf eine Temperatur T1, wobei T1 = 650 °C - 750 °C und der Taupunkt TP1 der Atmosphäre A1 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt.
    d. Aufheizen und Durchwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei einer Temperatur T4 für t4 = 5 s - 300 s, wobei T1 ≤ T4 ≤ 950 °C und T4 ≥ Ac3 - 30 °C, das Durchwärmen in einer Atmosphäre A4 erfolgt und der Taupunkt TP4 der Atmosphäre A4 im Bereich (-60 °C) bis (-0 °C) liegt.
    e. Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate υ5 = 10 °C/s - 100 °C/s in einer Atmosphäre A5 auf eine Temperatur T5, wobei T5 = (TMS +40 °C) - (TMS -175 °C) und T5 ≤ 550 °C und der Taupunkt TP5 der Atmosphäre A5 im Bereich (-60 °C) bis (-0 °C) liegt.
    f. Einstellen und Halten des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf einer Temperatur T6 in einer Atmosphäre A6 für eine Haltezeit t6 = 1 s - 60 s, wobei T6 = TMS - (TMS - 175 °C), und der Taupunkt TP6 der Atmosphäre A6 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt.
    g. Wiederaufheizen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Aufheizrate υ7 = 2 °C/s - 100 °C/s in einer Atmosphäre A7 auf eine Temperatur T7, wobei TMS < T7 ≤ 510 °C und der Taupunkt TP7 der Atmosphäre A7 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt.
    h. Einstellen und Halten des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf einer Temperatur T8, wobei TMS < T8 ≤ 510 °C, in einer Atmosphäre A8 für eine Gesamtzeit für das Wiederaufheizen, Einstellen und Halten von t8 = 10 s - 600 s, wobei der Taupunkt TP8 der Atmosphäre A8 im Bereich (-60 °C) bis (-5 °C) liegt.
    i. Abkühlen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer Abkühlrate υ10 > 5 °C/s auf eine Temperatur T10, wobei T10 ≤ 60 °C.
    j. Dressieren des Stahlflachprodukts mit mindestens einem Umformstich und einem Gesamtdressiergrad D = 0,1 % - 0,8 %.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass in Arbeitsschritt c) zwischen 500 °C und T1 die Aufheizrate υ1 = 2 °C/s - 50 °C/s.
  3. Verfahren nach den Ansprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, dass in Arbeitsschritt d) das Durchwärmen als Halten bei einer konstanten Temperatur T4 erfolgt.
  4. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass in Arbeitsschritt d) das Aufheizen von T1 auf T4 mit einer Aufheizrate υ2 = 0,5 °C/s - 10 °C/s erfolgt.
  5. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass für die Atmosphäre A4 aus H2O/H2 < 0,957 gilt.
  6. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt in den Schritten b) bis h) mittels Ofenrollen durch einen Ofen bewegt wird, wobei mindestens eine der verwendeten Ofenrollen eine Beschichtung mit einer Mikrohärte ≥ 750 HV0,3 und eine Rauheit Ra = 3,0 µm - 8 µm aufweist.
  7. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt mit einer Zusatzbeschichtung oder Konversionsschicht versehen wird.
  8. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt mit einer metallischen Korrosionsschutzschicht auf Zn-Basis beschichtet wird.
  9. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Wiedererwärmungstemperatur T7 ≤ 400 °C.
  10. Verfahren nach den Ansprüchen 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass während des Dressierschritts j eine stochastische Oberflächentexturierung aufgebracht wird.
  11. Hochfestes Stahlflachprodukt, mit einer Zugfestigkeit Rm = 900 MPa - 1500 MPa, eine Dehngrenze Rp02≥ 680 MPA und einer Dehnung A80=7 % - 25 %, welches einen Stahl umfasst, der aus den folgenden Elemente besteht: C: 0,10 - 0,5 %; Mn: 1,0 - 3,0 %; Si: 0,9 - 1,7 %; P: ≤ 0,020 %; S: ≤ 0,005 %; N: ≤ 0,010 %;
    sowie optional eines oder mehrere der folgenden Elemente Al: 0,01 - 1,5 %; Cr: 0,05 - 1 %; Mo: 0,05 - 0,2 %; B: 0,0004 - 0,002 %; Cu: 0,05 - 0,2 %;
    0,005 % ≤ Ti + Nb + V ≤ 0 ,2 %;
    und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Elementen,
    wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das zu ≥ 80 % aus Bainit und/oder Martensit, wovon mindestens 75 % des Martensits angelassen ist, ≥ 5 % Restaustenit und ≤ 10 % Ferrit besteht dadurch gekennzeichnet, dass die Oberfläche des Stahlflachprodukts eine Rauheit Ra = 0,5 µm -1,8 µm und einer Spitzenzahl RPC ≥ 40 cm-1 aufweist.
  12. Hochfestes Stahlflachprodukt nach Anspruch 11 dadurch gekennzeichnet, dass das Verhältnis Restaustenitanteil im Werkstoff RABulk im Vergleich zum Restaustenitanteil in der Oberflächenschicht RASurface, welche 10 µm von der Oberfläche ausgeht, RA_Surface / RABulk ≥ 80 %.
  13. Hochfestes Stahlflachprodukt nach den Ansprüchen 11 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass es einen Biegewinkel > 80 % und eine Lochaufweitung > 25 % aufweist.
  14. Bauteil für den strukturellen Leichtbau im Automobilbau, geformt aus einem Stahlflachprodukt nach den Ansprüchen 11 bis 13.
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