WO2019238741A1 - Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

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Miriam LANGE
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ThyssenKrupp AG
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    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon

Definitions

  • the present application relates to a cold-rolled flat steel product, in particular a cold-rolled flat steel product for automobile construction, which has good deep-drawing properties, low sensitivity to edge cracking and good bending behavior, and a method for producing such a flat steel product.
  • High-strength and ultra-high-strength steels are preferably used to reduce the vehicle's weight in automotive engineering, which should also have good formability in addition to high strength.
  • the shape-changing capacity in the edge area is greatly reduced, so that the risk of edge tears occurring during further processing is increased.
  • One method for characterizing the edge crack sensitivity is the hole expansion test according to ISO 16630.
  • the bending test determines the bending strength and the maximum deflection until a first crack. The angle obtained after the springback of the bent sample is referred to as the bending angle and is a measure of the suitability of the tested material for forming.
  • a method for assessing the deep-drawing ability is offered by the cup drawing test according to DIN 8584-3, which provides information on the deep-drawing ability of the material by determining the maximum deep-drawing ratio (limit drawing ratio ß ma x) the elongation at break and the maximum deep-drawing ratio decrease with increasing strength.
  • WO 2012/156428 A1 discloses a method for producing flat steel products, in which the flat steel products are subjected to a heat treatment, in which the flat steel products are cooled to a cooling stop temperature after austenitizing, held and then reheated in one stage to a temperature TP at a heating rate Theta_Pl become.
  • the flat steel products have a yield strength of 600 to 1400 MPa, a tensile strength of at least 1200 MPa, an elongation A50 of 10 to 30%, a hole expansion of 50 to 120% and a bending angle of 100 to 180 °.
  • the flat steel products consist of 0.10-0.50% by weight of C, 0.1-2.5% by weight of Si, 1.0-3.5% by weight of Mn, up to 2.5% by weight.
  • % AI up to 0.020% by weight P, up to 0.003% by weight S, up to 0.02% by weight N, and optionally 0.1-0.5% by weight Cr, 0, 1 - 0.3% by weight Mo, 0.0005 - 0.005% by weight % B, up to 0.01 wt% Ca, 0.01-0.1 wt% V, 0.001-0.15 wt% Ti, 0.02-0.05 wt% Nb , the sum of the V, Ti and Nb contents being less than or equal to 0.2% by weight.
  • the structure of the flat steel products has less than 5% ferrite, less than 10% bainite, 5-70% non-tempered martensite, 5-30% residual austenite and 25-80% tempered martensite. From WO 2012/156428 A1, however, it is not known how high strength and good deep-drawing ability can be achieved at the same time.
  • alloy contents and compositions relate to the weight or the mass, unless otherwise expressly stated.
  • the information on the structural components for the structural components martensite, ferrite and bainite in the present case is based on area%. and based on vol.% for residual austenite.
  • the object of the invention was to provide a high-strength flat steel product with optimized mechanical properties, in particular with very good forming properties, in particular a good deep-drawing capability with high strength at the same time.
  • Another object of the invention was to provide a method for producing such a flat steel product. This process should be particularly suitable for being able to be integrated into a process for hot-dip coating.
  • the object was achieved by a product which has at least the features specified in claim 1.
  • the object was achieved in that at least the method steps specified in claim 9 are carried out in the production of a flat steel product according to the invention.
  • a flat steel product according to the invention contains a steel which consists of (in% by weight)
  • Mn Mn content of the steel in% by weight
  • Cr Cr content of the steel in% by weight
  • a flat steel product according to the invention has a structure that
  • At least 80 area% martensite of which at least 75 area% is tempered martensite and at most 25 area% is not tempered martensite
  • a low-Mn ferrite seam is preferred.
  • the Mn content is at most 50% of the average total Mn content of the flat steel product.
  • the width of the Mn-poor ferrite seam is at least 4 nm, preferably more than 8 nm, and at most 12 nm, preferably less than 10 nm.
  • a steel flat product according to the invention contains carbides whose length is equal to or less than 250 nm, preferably less than Is 175 nm.
  • a flat steel product according to the invention is characterized by a tensile strength Rm of 900 to 1500 MPa, a proof stress Rp02 which is equal to or more than 700 MPa and less than the tensile strength of the flat steel product is, an elongation A80 7-25%, a bending angle which is greater than 80 °, a hole expansion which is greater than 25% and a maximum drawing ratio ß ma x, for which the following applies: ß max> -1 9 IO 6 x (ß m ) 2 + 3.5 IO "3 x R m + 0.5 with im: tensile strength of the flat steel product in MPa, whereby the tensile strength, the yield strength and the elongation in the tensile test according to DIN EN ISO 6892 -1 (sample form 2) from 02/2017, the bending angle according to VDA238- 100 from 12/1010, the hole expansion according to ISO 16630 from 10/2017 and the maximum deep-drawing ratio, ßmax according to DIN 8584
  • the carbon content of the steel of a flat steel product according to the invention is 0.1-0.5% by weight.
  • the carbon contributes to the formation and stabilization of the austenite.
  • C contents of at least 0.1% by weight, preferably at least 0.12% by weight contribute to the stabilization of the austenitic phase, especially during the first cooling after austenizing and during the subsequent partitioning annealing, thereby it is possible to ensure a residual austenite content of at least 5% by volume in the flat steel product according to the invention.
  • the C content has a strong influence on the strength of the martensite.
  • the C content is at least 0.1% by weight.
  • the martensite start temperature Ms is shifted to lower temperatures.
  • a C content above 0.5% by weight could therefore result in insufficient martensite being formed during quenching.
  • a high C content can lead to the formation of large brittle carbides.
  • the processability, in particular the weldability, is also impaired at higher C contents, which is why the C content should be at most 0.5% by weight, preferably at most 0.4% by weight.
  • Manganese (Mn) is important as an alloying element for the hardenability of the steel as well as for avoiding the formation of the structural component perlite during cooling.
  • the Mn content of the steel of a steel flat product according to the invention is at least 1.0% by weight, preferably at least 1.9% by weight, so that after the first quenching a pearlite-free structure consisting of martensite and residual austenite is available for the further process steps put. A too low Mn content would also lead to the fact that no Mn-poor ferrite seam can form.
  • the positive influences of Mn can be used particularly safely with contents of preferably at least 1.9% by weight. With increasing Mn content, however, the weldability of a deteriorates Flat steel product according to the invention and the risk of the occurrence of strong segregations increases. Segregations are chemical formed during the solidification process
  • the Mn content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited to at most 3.0% by weight, preferably to at most 2.7% by weight.
  • Silicon (Si) as an alloying element supports the suppression of cementite formation.
  • Cementite is an iron carbide. Due to the formation of cementite, carbon is bound in the form of iron carbide and is no longer available as interstitially dissolved carbon to stabilize the remaining austenite. As a result, the elongation of the flat steel product deteriorates, since residual austenite helps to improve the elongation. A similar effect with regard to the stabilization of the residual austenite can also be achieved by alloying aluminum.
  • at least 0.9% by weight of Si should be present in the steel of the flat steel product according to the invention. However, since a high Si content can have a negative effect on the surface quality of the flat steel product, the steel should not contain more than 1.5% by weight, preferably less than 1.5% by weight, of Si.
  • Aluminum (Al) can be added to the steel of a steel product according to the invention for deoxidation and for setting nitrogen, insofar as nitrogen is present in the steel, in a content of up to 1.5% by weight. Aluminum can also be added to suppress the formation of cementite.
  • AI increases the austenitizing temperature of the steel. If higher annealing temperatures are to be set for austenitizing, Al up to 1.5% by weight can be alloyed. Since aluminum increases the annealing temperature required for complete austenitization and complete austenitization is difficult with Al contents above 1.5% by weight, the Al content of the steel of a flat steel product according to the invention is at most 1.5% by weight. -%, preferably at most 1.0% by weight, limited. If a low austenitizing temperature is to be set, Al contents of at least 0.01% by weight, in particular from 0.01 to 0.1% by weight, have proven to be expedient.
  • Phosphorus (P), sulfur (S) and nitrogen (N) have a negative effect on the mechanical-technological properties of flat steel products according to the invention.
  • P has an unfavorable effect on weldability, which is why the P content should be at most 0.02% by weight, preferably less than 0.02% by weight.
  • S leads to the formation of MnS or formation at higher concentrations of (Mn, Fe) S, which have a negative effect on the elongation.
  • the S content is therefore limited to values of at most 0.005% by weight, preferably less than 0.005% by weight.
  • Nitrogen bound to nitrides can have a negative effect on the formability, which is why the N content should be limited to at most 0.008% by weight, preferably to less than 0.008% by weight.
  • Chromium (Cr) is present in steel from 0.01 to 1.0% by weight. Chromium is an effective inhibitor of pearlite and contributes to strength. Therefore, at least 0.01% by weight of Cr, preferably at least 0.1% by weight of Cr, should be contained in the steel according to the invention. If the Cr content exceeds 1.0% by weight, the weldability of a steel flat product according to the invention deteriorates and the risk of a pronounced grain boundary oxidation occurring, which leads to a deterioration in the surface quality, is increased. The Cr content is therefore limited to at most 1.0% by weight, preferably at most 0.50% by weight, particularly preferably to less than 0.2% by weight.
  • the invention is based on the knowledge that compliance with a specific ratio of Mn and Cr has a favorable effect on the formation of a ferrite fringe low in Mn along the phase boundary from residual austenite to tempered martensite.
  • a Mn-poor ferrite fringe can be set along the phase boundary from residual austenite to tempered martensite if the following condition is met:
  • one or more elements from the group of molybdenum (Mo), boron (B) and copper (Cu) can be present in the steel of a flat steel product according to the invention in order to improve the mechanical-technological properties.
  • Molybdenum (Mo) can also optionally be contained in the steel of a steel flat product according to the invention in contents of up to 0.2% by weight, preferably less than 0.2% by weight, in order to prevent the formation of Perl it.
  • Boron (B) can be present as an optional alloying element in contents of up to 0.01% by weight in the steel of a flat steel product according to the invention. Boron segregates on the phase boundaries and thus blocks their movement. This supports the formation of a fine-grained structure, which improves the mechanical properties of the flat steel product.
  • boron enough Ti should be available to set N, which prevents the formation of harmful boron nitrides, namely Ti> 3.42 * N. From a technical point of view, the lower limit for boron is 0.0003%.
  • Copper (Cu) can be contained as an optional alloying element in contents of up to 0.5% by weight in the flat steel product according to the invention.
  • Cu can increase the yield strength and strength.
  • Cu can preferably be added in contents of at least 0.03% by weight. At these levels, the resistance to atmospheric corrosion is also increased. At the same time, however, there is a significant decrease in elongation at break with increasing Cu contents.
  • the weldability at Cu contents of greater than 0.5% by weight is significantly reduced and the tendency towards red brittleness increases, which is why the Cu content is up to 0.5% by weight, preferably 0.2% by weight. % is.
  • Nickel (Ni) can be contained as an optional alloying element in contents of up to 0.5% by weight in the steel of a flat steel product according to the invention. Like chromium, it is an inhibitor of pearlite and is effective even in small amounts. With optional alloying with nickel of preferably at least 0.02% by weight, in particular at least 0.05% by weight, this supporting effect can be achieved. In view of the desired setting of the mechanical properties, it is also expedient to limit the Ni content to 0.5% by weight, with Ni contents of at most 0.2% by weight, in particular 0.1% by weight. -% have shown to be particularly practical.
  • microalloying elements are understood to mean the elements titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V). Titanium and / or niobium are preferably used.
  • the microalloying elements can form carbides with carbon, which in the form of very finely divided precipitates contribute to greater strength. With a total content of microalloying elements of at least 0.005% by weight, excretions can occur arise, which lead to the freezing of grain and phase boundaries during austenitizing. At the same time, however, carbon, which is favorable in atomic form for the stabilization of the residual austenite, is bound as carbide. In order to ensure adequate stabilization of the residual austenite, the total concentration of the microalloying elements should not be more than 0.2% by weight. In a preferred embodiment, the sum of Ti and / or Nb is 0.005-0.2% by weight.
  • the flat steel product according to the invention is a cold-rolled flat steel product.
  • the flat steel products can optionally be provided with a metallic coating for the purpose of corrosion protection.
  • a metallic coating for the purpose of corrosion protection.
  • Zn-based coatings are particularly suitable for this.
  • the coating can be applied in particular by hot dip coating.
  • the method according to the invention for producing a high-strength flat steel product comprises at least the following steps: a) Providing a slab which consists of a steel which, in addition to iron and unavoidable impurities, comprises (in% by weight)
  • C preferably 0.12-0.4% C, 1.0-3.0% Mn, preferably 1.9-2.7% Mn, 0.9-1.5% Si, up to 1.5% AI, up to 0.008% N, up to 0.020% P, up to 0.005% S, 0.01 to 1% Cr and optionally from one or more of the following elements: up to 0.2 % Mo, up to 0.01% B, up to 0.5% Cu, up to 0.5% Ni and optionally from a total of 0.005 - 0.2%
  • Microalloying elements preferably consisting of a total of 0.005 - 0.2% Ti and / or Nb, where: 75 S (Mn 2 + 55 * Cr) / Cr ⁇ 3000, with Mn: Mn content of the steel in wt.
  • T_MS lower than T_MS, with either hl) a cooling rate Theta_Q 1, which is at least 30 K / s ; or h2) a first cooling rate Theta_LK of less than 30 K / s for a first cooling to an intermediate temperature TJLK, which is not lower than 650 ° C., and a second cooling rate Theta_Q2 for a second cooling from T_LK to T_Q, where Theta_Q2 is at least 30 K / s; i) holding the steel flat product at the cooling stop temperature T_Q for 1-60 seconds; j) heating the flat steel product with a first heating rate Theta_Bl, which is between 5 and 100 K / s, to a first treatment temperature T_B1, which is at least T_Q + 10 ° C and at most 450 ° C, keeping the flat steel product at the first treatment temperature TJBl for a duration t_Bl from 8.5 s to 245 s, heating the flat steel product with
  • step a a slab produced in a conventional manner is provided, which consists of a steel of the composition mentioned in step a).
  • step b) the slab is heated to temperatures of 1000-1300 ° C and rolled out to a hot strip.
  • Hot rolling is carried out with a final rolling temperature T_ET greater than 850 ° C in an otherwise customary manner.
  • the final rolling temperature TJET should be higher than 850 ° C in order to avoid the formation of coarse, polygonal ferrite grains during the rolling process.
  • step c) the hot strip is cooled after hot rolling and before coiling and then wound into a coil at the coiling temperature T_HT.
  • the cooling takes place within a time period t_RG equal to or less than 25 s, that is to say within a maximum of 25 s.
  • t_RG is the time period which begins after the rolling process, that is to say after the last rolling pass, and ends after the cooling process has ended, that is to say when the reel temperature T_HT has been reached.
  • the formation of polygonal ferrites can be minimized particularly effectively if t_RG is at most 18 s, preferably at most 15 s.
  • t_RG is at least 2 s, usually at least 5 s.
  • the coiling takes place at a coiling temperature T_HT of at most 620 ° C.
  • the reel temperature T_HT is set to at most 600 ° C., which additionally has a positive effect on the avoidance of polygonal ferrites.
  • Coil temperatures of at most 580 ° C. are particularly preferred in order to increase the proportion of bainite in the structure of the hot strip. If the reel temperature is selected so that it is between 620 ° C to 580 ° C, the proportion of bainite and bainitic ferrite increases with decreasing reel temperature. This means that a uniform structure can be achieved without large differences in hardness, which enables the adherence to narrow thickness and width tolerances in the subsequent cold rolling step.
  • the reel temperature T_HT should also not be chosen lower than 400 ° C, since at low reel temperatures the cold rollability is impaired due to extensive formation of martensite. Martensite is a particularly hard and brittle phase that has a negative impact on cold rollability. In addition, at lower reel temperatures there is no longer enough thermal energy available to redistribute the Mn.
  • a largely bainitic structure is generated in the first minutes of reeling.
  • This consists mainly of very finely divided bainitic ferrite and very finely divided austenite, the grain sizes of the ferrite and austenite each being in the nanometer range.
  • the shortest distance between two phases is typically less than or equal to 20 pm.
  • Mn is a strong austenite former, which is why there is a driving force for a shift of Mn atoms from the ferritic structure components into the austenite grains.
  • Mn diffuses from the ferrite into the austenite.
  • Mn ferritic structural components of Mn become poor in an area which lies directly behind the phase interface from ferrite to austenite.
  • This area depleted in Mn is a few nanometers wide.
  • Mn accumulates in the austenite grains directly behind the phase boundary.
  • the diffusion process is locally limited to a few nanometers wide around the phase boundary between austenite and ferrite, since the volume diffusion of Mn takes place very slowly in a temperature range between 620 ° C and 400 ° C.
  • the austenite partly breaks down into iron carbides.
  • this has no influence on the redistribution of Mn, since the diffusion rate of Mn is too low below 400 ° C and there is no thermodynamic driving force available for homogenization.
  • the diffusion process of the Mn is supported by very low cooling rates and correspondingly long holding times.
  • low cooling speeds can be set by cooling the hot strip in the coil in air, in particular in standing air.
  • the coil weight can be used to influence the cooling in the coil. The heavier a coil is, the slower it cools down because the ratio of the coil mass to the coil surface increases.
  • a slow cooling and thus a redistribution of Mn in the hot strip can be supported if the coil mass m_CG is at least 101, particularly preferably at least 15 1, very particularly preferably at least 20 1
  • the hot-rolled flat steel product is pickled in a conventional manner (step d)) and then subjected to cold rolling in a conventional manner (step e)).
  • the cold rolled flat steel product is heated in step f) to an annealing temperature T_HZ, which can also be referred to as the holding zone temperature.
  • the heating takes place either in one stage with an average heating rate of 2-10 K / s, preferably 5-10 K / s. Alternatively, the heating can also be done in two stages.
  • the flat steel product is first heated up to a turning temperature T_W, which is 200 - 400 ° C, with a heating rate Theta_H 1 of 5 - 50 K / s. Above the turning temperature T_W the heating takes place until the holding zone temperature T_HZ is reached with a heating speed Theta_H2 from 2 - 10 K / s.
  • the first heating rate Theta_Hl is not the same as the second heating rate Theta_H2.
  • Theta_H2 is less than ThetaJHl.
  • the flat steel product is heated in a continuous furnace.
  • the flat steel product is heated in an oven which is equipped with ceramic radiant tubes, which is particularly advantageous for reaching strip temperatures above 900 ° C.
  • the holding zone temperature TJfZ is at least 15 ° C., preferably more than 15 ° C., above the A3 temperature of the steel in order to enable a complete structural transformation into the austenite.
  • the A3 temperature is analysis dependent and can be estimated using the following empirical equation:
  • the holding zone temperature T_HZ is limited to a maximum of 950 ° C., since at higher temperatures and longer holding times the Mn enrichment already produced in the hot strip could be homogenized again in the austenite and the Mn depletion in the ferrite. Operating costs can also be saved by annealing temperatures limited to 950 ° C.
  • the flat steel product is held in step g) for a holding time t_HZ of 5-15 s at the holding zone temperature T_HZ.
  • the holding time t_HZ should not exceed 15 seconds in order to avoid the formation of a coarse austenite grain as well as an irregular austenite grain growth and thus negative effects on the formability of the flat steel product.
  • the holding time should last at least 5 s in order to achieve a complete transformation into austenite and a homogeneous C distribution in austenite.
  • the formation of the Mn-poor zone is also negatively influenced by a long t_HZ and the associated Mn homogenization. A too long holding time t_HZ leads to an even distribution of the manganese and thus not to the formation of the Mn-poor ferrite seam.
  • step h the flat steel product is cooled from the holding zone temperature T_HZ to a cooling stop temperature T_Q.
  • the cooling in step h) produces martensite, which is also referred to as primary martensite.
  • the cooling can take place either in one stage or in two stages. In both cases, rapid cooling with a cooling rate Theta_Q of at least 30 K / s takes place over at least part of the temperature range between T_HZ and T_Q.
  • the rapid cooling rate Theta_Q is referred to as Theta_Ql in the case of a one-step cooling and in the case of a two-step cooling as Theta_Q2 for easier distinction between one-step and two-step cooling.
  • the flat steel product is called the Theta_Ql with a cooling rate of at least 30 K / s T_HZ cooled to T_Q.
  • the maximum value for Theta_Q1 is 1000 K / s, preferably at most 500 K / s, particularly preferably at most 200 K / s, in order to ensure a uniform temperature distribution.
  • the cooling takes place with at least 30 K / s in order to avoid the conversion into bainite and ferrite contents of more than 10%.
  • the flat steel product is first cooled to an intermediate temperature T_LK at a first cooling rate Theta _LK, which is less than 30 K / s.
  • Theta_LK is greater than 0.1 K / s in order to avoid the formation of ferrite fractions of more than 10% as far as possible.
  • TJLK is smaller than T_HZ and not lower than 650 ° C in order to avoid the formation of ferrite components of more than 10%.
  • the cooling to the cooling stop temperature T_Q takes place without interruption second cooling rate Theta_Q2, which is at least 30 K / s.
  • the maximum value for Theta_Q2 is 1000 K / s » preferably a maximum of 500 K / s » particularly preferably a maximum of 200 K / s »in order to ensure a uniform temperature distribution.
  • the two-stage cooling is also carried out in the temperature range below 650 ° C. at at least 30 K / s in order to avoid both the formation of ferrite fractions of more than 10% and a bainitic conversion.
  • the ferritic and bainitic transformations can be restricted with particular certainty if the time tJLK for the cooling from T_HZ to T_LK is not more than 30 seconds.
  • the cooling stop temperature TJJ is selected such that TJJ lies between the martensite start temperature, T_MS, and a temperature which is up to 175 ° C lower than T_MS. The following applies:
  • T_Q can be selected such that T_Q lies between a temperature that is 75 ° C lower than T_MS and a temperature that is 150 ° C lower than T_MS: (T_MS- 150 ° C) ⁇ T_Q ⁇ ( T_MS-75 ° C).
  • the martensite start temperature TJVIS is the temperature at which the transformation from austenite to martensite begins.
  • the martensite start temperature can be estimated using the following equation:
  • Manganese lowers the martensite start temperature because Mn, as an austenite former, inhibits the thermodynamic driving force for martensite formation. The formation of martensite is thus promoted by reduced Mn contents. For this reason, the first martensite lancets form preferentially in areas that are depleted in Mn, whereas areas with increased Mn content remain primarily austenitic.
  • the phase boundaries from austenite to martensite are therefore preferably located at local Mn enrichment and local Mn depletion points. These points of local Mn enrichment and local Mn depletion were already created during the hot strip manufacturing process and are finely distributed in the material. Typically the sites are local Mn enrichments and more local Mn depletions at intervals of less than 5 pm, preferably less than 1 pm, distributed in the material.
  • the steel flat product cooled to T_Q is held in work step i) for a duration t_Q, which is 1-60 seconds, at the cooling stop temperature T_Q in order to achieve a homogenization of the temperature distribution in the steel flat product both over the thickness and over the width.
  • a homogeneous distribution of the temperature over the thickness and width of the flat steel product favors the formation of a particularly fine structure.
  • the average grain size is typically less than 20 pm. In some cases, structures with average grain sizes of less than 15 pm or even less than 10 pm can also occur.
  • the flat steel product typically has a favorable effect on the formability of the cold-rolled and annealed end product, here the coil or the sheet metal.
  • the temperature distribution can be achieved particularly reliably if the flat steel product is kept at T_Q for at least 5 s, particularly preferably at least 10 s.
  • the flat steel product is reheated in step j).
  • the flat steel product is first heated to a first treatment temperature TJBi, which is at least 10 ° C. above the cooling stop temperature T_Q, at a first heating rate Theta_Bl, which is between 5 and 100 K / s.
  • the treatment temperature T_B1 is at least T_Q + 10 ° C, preferably T_Q + 15 ° C, particularly preferably T_Q + 20 ° C, and at most 450 ° C.
  • the flat steel product is then heated at a second heating rate Theta_B2, which is between 2 and 50 K / s, to a second treatment temperature T_B2, which is at least 10 ° C.
  • the second treatment temperature T_B2 is at least T_B1 + 10 ° C, preferably at least T_B1 + 15 ° C, particularly preferably at least TJ31 + 20 ° C.
  • the second treatment temperature TJ32 is at most 500 ° C.
  • the flat steel product can be kept isothermal at the second treatment temperature T_B2 for a period t_B2 of up to 34 s.
  • the total treatment time t_BT which includes heating to TJBI, isothermal holding to T_B1, heating to TJB2 and optional holding to T_B2, is between 10 and 250 seconds.
  • the remaining austenite is enriched with carbon from the supersaturated primary martensite.
  • the ratio of primary martensite to residual austenite is greater than 2: 1, since such a ratio has proven to be particularly favorable for achieving good forming behavior. If the ratio of primary martensite to residual austenite is greater than 2: 1, the effect of an increased thermodynamic driving force can be used to support the carbon shift into the remaining austenite. Because of the comparatively low atomic mass and the high diffusibility of the carbon, especially in the cubic, body-centered lattice of martensite, the diffusion process begins at the Köhl stop temperature T_Q and thus with the start of the martensitic transformation.
  • the first treatment temperature T_B1 should be at least 10 ° C, preferably at least 15 ° C, particularly preferably at least 20 ° C above the cooling stop temperature T_Q.
  • TJBi should not exceed 450 ° C, preferably not above 430 ° C, and the duration of the isothermal hold on TJBl should not exceed 245 s, preferably at most 200 s particularly preferably be at most 150 s.
  • the thermodynamic stability of the residual austenite is increased to such an extent that the austenite phase is locally expanded.
  • the pent-up carbon atoms are initially taken up by the residual austenite.
  • the diffusion of carbon in the residual austenite increases with a further increase in temperature. This reduces the concentration gradient of the C content at the phase boundary from primary martensite to austenite, so that the carbon in the remaining austenite is approximately evenly and homogeneously distributed.
  • the second treatment temperature T_B2 is at least 10 ° C., preferably at least 15 ° C., particularly preferably at least 20 ° C. above the first treatment temperature TJBI and is at most 500 ° C.
  • a seam is formed from low manganese ferrite, which has a width of a few nanometers, in particular equal to or less than 12 nm.
  • the low-Mn ferrite seam is formed especially in the low-Mn areas already formed during the production of the hot binders in steps b) and c), since ferrite formation is particularly favored in these areas.
  • the Mn-poor ferrite seam is much more ductile than the other structural components. In the end product, this ductile ferrite serves as a compensation zone between differently plasticizing structural components, such as tempered and non-tempered martensite.
  • the low-Mn ferrite seam works together with the residual austenite to prevent microcracks from spreading, which in particular improves hole expansion.
  • the length of the carbide which influences the mechanical-technological properties of the flat steel product, can be influenced via the heating rate.
  • the heating rate Theta_Bl is between 5 and 100 K / s, the length of the carbides to at most 250 nm, preferably at most 175 nm. In the present case, the length of the carbides is understood to mean the longest axis of the carbides.
  • the average heating rate ThetaJB2 » with which the flat steel product is brought from the first treatment temperature T_B1 to the second treatment temperature T_B2 during two-stage heating is 2 to 50 K / s.
  • the duration in which the flat steel product is brought from T_B1 to T_B2 is referred to here as t_BR2.
  • t_BR2 is 0 to 35 s.
  • the average heat treatment rate Theta_B2 can be determined as
  • the heating can be carried out by means of conventional heating devices.
  • the use of jet pipes or a booster has proven to be particularly effective.
  • step j the flat steel product is kept isothermally at the treatment temperature TJBi and optionally at the treatment temperature T_B2.
  • An isothermal hold on T_B1 and optionally on T_B2 can be used to support the redistribution of carbon.
  • the flat steel product is kept at the treatment temperature T_B1 for a duration t_Bl between 8.5 to 245 s and optionally at a treatment temperature T_B2 for a duration t_B2 of up to 34 s.
  • the duration of heating to T_B2 and the holding time at temperature T_B2 total at most 35 s, that is to say (t_B2 + t_BR2) ⁇ 35 s, preferably less than 25 s and particularly preferably less than 20 s.
  • the total treatment time tJBT during which the flat steel product is heated to T_B1, held to TJül, heated to T_B2 and optionally held to T_B2, should be between 10 and 250 s. Treatment times shorter than 10 s adversely affect the redistribution of carbon. Treatment times longer than 250 s promote undesired carbide formation.
  • the steel flat product can in an optional work step k) a hot-dip coating in a Zn-based Be subjected to coating bath.
  • the duration with which the flat steel product is passed through the coating bath is included in the holding time t_B2 or in the heating-up time t_BR2.
  • the duration t_BR2 for heating to the second treatment temperature T_B2 and the holding time t_B2 short.
  • the holding time t_B2 is zero seconds, so that the flat steel product passes directly into the coating bath from the second heating phase t_BR2.
  • High strength values can thus be achieved particularly reliably if the duration t_BR2 for heating to T_B2 and the optional holding time t_B2 together are at most 35 s, preferably less than 25 s and particularly preferably less than 20 s.
  • Coating baths suitable for hot dip coating have the following composition:
  • the coating baths typically have temperatures of 450 - 500 ° C.
  • the flat steel product is in a further step I) with a cooling rate Theta_B3, which is more than 5 K / s is cooled.
  • the cooling rate should be more than 5 K / s to allow the formation of secondary martensite.
  • Secondary martensite is understood to mean the martensite that is formed during the cooling in step I). Since the secondary martensite does not undergo any heat treatment, it is also referred to here as non-tempered martensite.
  • the flat steel product produced according to the invention has a particularly fine-grained structure with an average grain size of less than 20 pm, which has a total martensite content of at least 80 area%, of which at least 75 area% is tempered martensite and at most 25 area% is not tempered martensite, at least 5 vol .-% residual austenite, 0.5 to 10 area% ferrite and at most 5 area% bainite.
  • the structure contains carbides with a length of equal to or less than 250 nm, in particular less than 250 nm, and preferably less than 175 nm.
  • the residual austenite is surrounded by a low-Mn ferrite seam.
  • This seam forms in an area of the phase boundary between tempered martensite and Austenite is a low-Mn zone whose Mn content is at most 50%, in particular less than 50% of the mean total Mn content of the flat steel product, preferably at most 30%, in particular less than 30% of the mean total Mn content of the flat steel product ,
  • the width of the Mn-poor ferrite seam is at least 4 nm, in particular more than 4 nm, and preferably at least 8 nm, in particular more than 8 nm.
  • the width of the Mn-poor ferrite seam is at most 12 nm, in particular less than 12 nm, and preferred at most 10 nm, in particular less than 10 nm.
  • the mean total Mn content of the flat steel product is equated with the average Mn content of the molten steel from which the flat steel product was produced
  • the total martensite content in the structure of a flat steel product according to the invention is at least 80% by area.
  • the martensite present in the structure of a steel flat product according to the invention is formed in step h) during the first cooling and in step I) during the second cooling.
  • the martensite formed during the first cooling is also called primary martensite, the martensite formed during the second cooling is also referred to as secondary martensite.
  • the primary martensite is heated in step j).
  • the heated primary martensite is also called tempered martensite or primary tempered martensite.
  • the sum of the martensite components of the tempered and the secondary martensite is also referred to as the total martensite component.
  • As a hard structural component martensite contributes significantly to the strength of the flat steel product.
  • the total martensite content is at least 80% by area in order to obtain a flat steel product with a tensile strength Rm of at least 900 MPa.
  • Annealed martensite The primary martensite, which is formed before the heating, which is carried out in step j), is the source of the carbon which diffuses into the residual austenite during the heating treatment and stabilizes it. After the heat treatment, this martensite is called tempered martensite. Its share should amount to at least 75% of the total area to ensure a bending angle that is greater than 80 ° and a hole widening that is greater than 25%.
  • Secondary martensite arises from the residual austenite insufficiently stabilized in treatment step j) and contributes to the strength. In proportions greater than 25 area% of the total martensite content, the secondary martensite leads to premature crack formation during the forming process and must therefore be kept below 25 area%.
  • Residual austenite In the structure of a steel flat product according to the invention, residual austenite is present at room temperature. Residual austenite contributes to the improvement of the elongation properties. To ensure sufficient elongation, the proportion of residual austenite should be at least 5% by volume.
  • Ferrite has a lower strength than martensite, but can support formability in small quantities.
  • the proportion of ferrite in the structure of a steel flat product according to the invention is therefore limited to 0.5 to 10 area%. Due to the Mn-poor ferrite seam formed during reheating, step j), there is a minimum ferrite content of 0.5 area% in the structure.
  • Bainite In principle, bainite can also form during the phase transformation of austenite. When austenite is converted into bainite, part of the dissolved carbon is incorporated into the bainite and is therefore no longer available for enrichment of the carbon in the austenite. In order to provide as much carbon as possible for enriching the austenite, the bainite content should be limited to a maximum of 5 area%. The lower the bainite content, the more reliably the mechanical properties of the flat steel product can be achieved. The mechanical properties can be achieved particularly reliably if the formation of the bainite can be completely suppressed and the bainite content is reduced to up to 0% by area.
  • Mn-poor ferrite seam In the flat steel product according to the invention, the residual austenite grains are surrounded by a narrow Mn-poor ferrite seam. During the heating to treatment temperature T_B1 or T_B2 and while holding on T_B1 or T_B2, a low-Mn zone is formed around the remaining austenite grains, which zone consists of a low-Mn ferrite seam.
  • the Mn-poor ferrite hem is much more ductile than the surrounding structural components. It represents a compensation zone between differently plasticizing structural components and thus counteracts the spread of microcracks. This leads to an improvement in the forming behavior, in particular the hole expansion and the maximum deep-drawing ratio, of the end product.
  • the Mn content in the Mn-poor zone is at most 50%, in particular less than 50% of the mean total Mn content of the flat steel product in order to achieve a hole expansion of more than 25% and a bending angle of more than 80 °. This effect can be achieved particularly reliably if the Mn content in the Mn poor zone is at most 30%, in particular less than 30%, of the average Mn content of the flat steel product.
  • the width of the Mn-poor ferrite seam is at least 4 nm, in particular more than 4 nm, since ductile compensation can only arise from a width of 4 nm.
  • the ductility compensation can be achieved particularly safely if the Mn-poor ferrite seam is preferred to be at least 8 nm, in particular more than 8 nm wide.
  • the width of the Mn-poor ferrite seam wobbles with increasing treatment time during treatment step j). Since the positive contribution of the seam has been increased from 12 nm and the risk of carbide formation increases with the duration of treatment during step j), the width of the seam should be at most 12 nm, in particular less than 12 nm. This effect can be achieved particularly reliably if the Mn-poor ferrite seam is preferably at most 10 nm, in particular less than 10 nm wide.
  • Carbides bind carbon.
  • the carbon bound in carbide form is not available for redistribution into the austenite.
  • carbides show brittle fracture behavior.
  • the brittle behavior of the carbides prevents plastic flow in the material, which leads to a deterioration in the macroscopic properties, such as the maximum deep-drawing ratio and / or the hole expansion.
  • the maximum length of the carbides should be equal to or less than 250 nm in order to avoid deterioration of the elongation at break and / or the hole expansion.
  • the mechanical-technological properties can be achieved particularly safely if the length of the carbides is preferably less than 175 nm.
  • the length of a carbide is understood to mean its longest axis.
  • carbides generally means carbon deposits. These are precipitations in which carbon forms compounds, such as iron carbides, chromium carbides, titanium carbides, niobium carbides or vanadium carbides, together with elements present in the flat steel product.
  • the method according to the invention enables the production of a flat steel product with a tensile strength Rm of 900 to 1500 MPa, an elastic limit Rp02 which is equal to or more than 700 MPa and less than the tensile strength of the flat steel product, an elongation A80 of 7 to 25%, a bending angle, which is greater than 80 °, a hole expansion which is greater than 25%, and a maximum deep-drawing ratio ßmax, for which the following relationship applies: ßmax> -1.9 IO 6 x ( ⁇ m ) 2 + 3.5 10 ⁇ 3 x R m + 0.5 with Rm: tensile strength of the flat steel product in MPa,
  • the flat steel product has a balanced ratio of high tensile strength and good deep-drawing behavior.
  • the maximum deep-drawing ratio ßmax is at least 1.475.
  • a flat steel product according to the invention thus has both good strength and forming properties.
  • the method according to the invention enables in particular the production of a flat steel product according to one of claims 1 to 8.
  • FIG. 1 shows schematically a possible variant of the method according to the invention.
  • the cold-rolled and uncoated flat steel product is heated to a holding temperature T_HZ and held before it is cooled in one stage to a cooling stop temperature T_Q with a cooling rate Theta_Ql.
  • T_Q a holding temperature
  • T_Q a cooling stop temperature
  • the flat steel product is heated in a first heating step to the treatment temperature T_B1, at which it is kept isothermal. It is then heated to a second treatment temperature TJB2, at which it is held again before it is cooled to room temperature.
  • FIG. 2 shows schematically a further variant of the method according to the invention.
  • the cold-rolled and uncoated flat steel product is also heated and held at a holding temperature TJHZ, before it is first cooled to an intermediate temperature T_LK with a first, slower cooling rate Theta_LK and then to the cooling stop temperature T_Q with a second, faster cooling rate.
  • the flat steel product is then, as already explained for FIG. 1, heated in two stages and then cooled to room temperature.
  • Hot-dip coating is included in the isothermal hold at treatment temperature T_B2 or in the period t_BR2 during heating to treatment temperature T_B2 before the flat steel product is cooled to room temperature.
  • the invention was tested using several exemplary embodiments. 14 tests were carried out for this. Samples of 14 cold-rolled and coated steel strips, which were produced from the steels A - G shown in Table 1, were examined. For that were initially, slabs were produced in a conventional manner from melts of the compositions given in Table 1. Before the hot rolling, the slabs were each heated to a temperature of 1000-1300 ° C. and, with the conditions given in Table 2, rolled in a conventional manner to hot binders and wound into hot strip coils. The hot binders were subjected to pickling in a conventional manner and then also in a conventional manner Way cold rolled. Table 3 shows the conditions under which the samples were each heat treated.
  • the cold-rolled flat steel products were each heated in one stage to the holding zone temperature T_HZ using the heating rate ThetaJHi given in Table 3 and held at the temperature TJHZ for 5 to 15 s.
  • the flat steel products were then cooled in two stages, first with an initial cooling rate Theta_LK, which was more than 0.1 K / s and equal to or less than 30 K / s, to the intermediate temperature T_LK and then with a second cooling rate Theta_Q2 to the cooling stop temperature T_Q.
  • the flat steel products were held at> 1 second and ⁇ 60 seconds at T_Q and then heated to a first treatment temperature T_B1 at a first heating rate Theta_Bl for a period t_BRi.
  • the flat steel products were kept at T_Bt for a period t_Bl and then heated at a second heating rate Theta_B2 over a period tJBR2 to the second treatment temperature T_B2, with which they were introduced directly into a Zn-based coating bath.
  • the flat steel products were continuously passed through a coating bath which had a composition of> 96% Zn, 0.5-2% Al, 0-2% Mg.
  • the time t_B2 which also includes the passage of the flat steel products through the coating bath, and the total treatment time are also given in Table 3.
  • the flat steel products were cooled at a cooling rate Theta_B3 of more than 5 K / s.
  • the content of the Mn-poor ferrite seam was determined using a tomographic atom probe (Atom-Probe-Tomography, API). In this way, the width of the Mn-poor ferrite seam, which is referred to in Table 4 as the Mn edge, was also determined.
  • the Mn content of the Mn-poor ferrite was determined in a defined volume element, for example a cylinder or a cuboid, to determine the number of atoms, in order to determine the width of the Mn-poor ferrite fringe a width measurement of the
  • the individual values were arithmetically averaged and represent the size referred to as the width of the Mn-poor ferrite seam.
  • the Mn content of the Mn-poor ferrite is referred to in Table 4 as the Mn content edge.
  • the length of the carbides was determined by TEM. The results of the structural studies are shown in Table 4.
  • the results of the testing of the mechanical properties are shown in Table 5.
  • the mechanical properties were investigated in each case on samples which were taken from three points distributed equidistantly over the length of the flat steel product, each in the middle of the width of the flat steel product.
  • the yield strength Rp02, the tensile strength Rm and the elongation ASO were determined in the tensile test according to DIN EN ISO 6892-1 (sample form 2) from 02/2017.
  • the bending angle (bending) was determined according to VDA238-100 of 12/1010
  • the hole expansion (HER) was measured according to ISO 16630 of 10/2017
  • the maximum drawing ratio ß ma x was determined from 09/2003 in accordance with DIN 8584-3.
  • Test A1 shows that the structure of the invention could not be set if the silicon content was not according to the invention.
  • the high proportion of secondary martensite and the high proportion of ferrite led to a comparatively low yield strength and tensile strength.
  • Test B4 shows that despite the steel composition according to the invention, the formability is impaired if the end roll temperature TJET and the cooling stop temperature T_Q are not according to the invention and the Mn-poor ferrite seam is too narrow.
  • the yield strength and tensile strength are sufficiently high, but the bending angle and the hole expansion are too small due to the insufficient Mn depletion in the Mn-poor ferrite fringe or the insufficient Mn enrichment in the zone adjacent to the Mn-poor ferrite fringe.
  • Experiments C5 and C6 show that if the carbon and silicon content is too low, the proportion of bainite (experiment C5) or of secondary martensite and ferrite (experiment C6) is too high and the width of the Mn-poor ferrite seam is too small, in order to be able to achieve a sufficiently high hole expansion (test C5) or a sufficient yield strength, bending angle and hole expansion (test C6).
  • Test D8 shows that despite the steel composition according to the invention, the formability is impaired by carbides that are too long if the reel temperature T_HT is too high, the heating rate Theta_Bl is too low and the overall heat treatment time tJBT is too long. If the t_BT is selected too long, the maximum carbide length is exceeded, which has a negative effect on the hole expansion.
  • Test E10 shows that if the silicon content is too low and the time for cooling down after hot rolling to coiling temperature, t_RG, the proportion of secondary martensite and the proportion of ferrite increases, which leads to an inhomogeneous structure and thus to an insufficient bending angle and an insufficient one Hole expansion leads.
  • Test Eli shows that if the silicon content is too low and the reel temperature is not according to the invention, the proportion of secondary martensite increases and the carbides become too long, which worsens the elongation A80 and the hole widening.
  • Experiment Eli also shows that both a too low reel temperature and an excess of the Treatment time on T_B2, i.e. tJBR2 + t_B2> 35 seconds, has a negative effect on the properties of the flat steel product If it is not possible to suppress carbide formation sufficiently, carbides that are too long form, leading to premature crack formation and correspondingly poor values for hole expansion.

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Abstract

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Stahlflachprodutt, welches eine gute Tiefziehfähigkeit, eine geringe Kantenrissempfindlichkeit und ein gutes Biegeverhalten aufweist. Hierzu enthält das Stahlflachprodukt einen Stahl, der aus (in Gew.-%) 0,1 - 0,5 % C, 1,0 - 3,0 % Mn, 0,9 - 1,5 % Si, bis zu 1,5 % AI, bis zu 0,008 % N, bis zu 0,020 % P, bis zu 0,005 % S, 0,01- 1 % Cr, sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente: bis zu 0,2 % Mo, bis zu 0,01 % B, bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5 % Ni sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % Mikrolegierungselementen und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei gilt: 75 < (Mn2 + 55*Cr)/Cr < 3000 mit Mn: Mn- Gehalt des Stahls in Gew,-%, Cr: Cr-Gehalt des Stahls in Gew.-% und ein Gefüge aufweist, das aus mindestens 80 Flächen-% Martensit, von welchem mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit und höchstens 25 Flächen-% nicht angelassener Martensit ist, mindestens 5 Volumen-% Restaustenit, 0,5 bis 10 Flächen-% Ferrit und höchstens 5 Flächen-% Bainit besteht, wobei im Bereich der Phasengrenze zwischen angelassenem Martensit und Restaustenit ein Mn-armer Ferritsaum vorliegt, der eine Breite von mindestens 4 nm und höchstens 12 nm aufweist und dessen Mn-Gehalt höchstens 50% des mittleren Gesamt-Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts beträgt, und das Stahlflachprodukt Karbide aufweist, deren Länge gleich oder kleiner als 250 nm ist. Die Erfindung betrifft auch ein Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts, bei welchem durch eine geeignete Wärmebehandlung die Gefügebeschaffenheit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eingestellt wird.

Description

Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
Die vorliegende Anmeldung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt, insbesondere ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt für den Automobilbau, welches eine gute Tiefziehfähigkeit, eine geringe Kantenrissempfindlichkeit und ein gutes Biegeverhalten aufweist sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.
Für den Automobilbau werden zur Reduzierung des Fahrzeuggewichts bevorzugt hoch- und höchstfeste Stähle eingesetzt, welche neben einer hohen Festigkeit auch eine gute Umformbarkeit aufweisen sollen. An Blechen, die Scherschneidvorgängen ausgesetzt wurden, ist das Formänderungsvermögen im Kantenbereich stark reduziert, sodass bei einer Weiterverarbeitung das Risiko für ein Auftreten von Kantenrissen erhöht ist. Eine Methode zur Charakterisierung der Kantenrissempfindlichkeit ist der Lochaufweitungstest nach ISO 16630. Bei der Biegeprüfung hingegen wird die Biegefestigkeit und die maximale Durchbiegung bis zu einem ersten Anriss bestimmt. Der nach der Rückfederung der gebogenen Probe erhaltende Winkel wird als Biegewinkel bezeichnet und ist ein Maß für die Umformeignung des getesteten Werkstoffs. Insbesondere für komplexe Bauteilgeometrien werden hohe Anforderungen an die Tiefziehfähigkeit der Stähle gestellt Eine Methode zur Beurteilung der Tiefziehfähigkeit bietet der Napfziehversuch nach DIN 8584-3, der durch die Ermittlung des maximalen Tiefziehverhältnisses (Grenzziehverhältnis ßmax} Aussagen zur Tiefziehfähigkeit des Werkstoffes liefert Üblicherweise nehmen sowohl die Bruchdehnung als auch das maximale Tiefziehverhältnis mit steigender Festigkeit ab.
Wenn vorliegend von Stahlflachprodukten die Rede ist, werden darunter Stahlbänder, Stahlbleche oder daraus erzeugte Zuschnitte wie Platinen verstanden.
Aus der WO 2012/ 156428 Al ist ein Verfahren zum Herstellen von Stahlflachprodukten bekannt, bei welchem die Stahlflachprodukte einer Wärmebehandlung unterzogen werden, bei welcher die Stahlflachprodukte nach dem Austenitisieren auf eine Kühlstopptemperatur abgekühlt, gehalten und dann einstufig mit einer Aufheizrate Theta_Pl auf eine Temperatur TP wiedererwärmt werden. Die Stahlflachprodukte weisen eine Streckgrenze von 600 bis 1400 MPa, eine Zugfestigkeit von mindestens 1200 MPa, eine Dehnung A50 von 10 bis 30 %, eine Lochaufweitung von 50 bis 120 % und einen Biegewinkel von 100 bis 180° auf. Die Stahlflachprodukte bestehen aus 0,10 - 0,50 Gew.-% C, 0,1 - 2, 5 Gew.-% Si, 1,0 - 3,5 Gew.-% Mn, bis zu 2,5 Gew.-% AI, bis zu 0,020 Gew.-% P, bis zu 0,003 Gew.-% S, bis zu 0,02 Gew.-% N, sowie optional 0,1 - 0,5 Gew.-% Cr, 0,1 - 0,3 Gew.-% Mo, 0,0005 - 0,005 Gew.- % B, bis zu 0,01 Gew.-% Ca, 0,01 - 0,1 Gew.-% V, 0,001 - 0,15 Gew.-% Ti, 0,02 - 0,05 Gew.-% Nb, wobei die Summe der Gehalte an V, Ti und Nb kleiner oder gleich 0,2 Gew.-% beträgt. Das Gefüge der Stahlflachprodukte weist weniger als 5 % Ferrit, weniger als 10 % Bainit, 5-70 % nicht-angelassenen Martensit, 5-30 % Restaustenit und 25-80 % angeiassenen Martensit auf. Aus der WO 2012/ 156428 Al ist hingegen nicht bekannt, wie gleichzeitig eine hohe Festigkeit und eine gute Tiefziehfähigkeit erreicht werden können.
Wenn vorliegend Angaben zu Legierungsgehalten und Zusammensetzungen gemacht werden, beziehen sich diese auf das Gewicht beziehungsweise die Masse, sofern nichts anderes ausdrücklich angegeben ist Insofern nicht anders erwähnt, sind die Angaben zu den Gefügeanteiien für die Gefügebestandteile Martensit, Ferrit und Bainit vorliegend auf Flächen-% und für Restaustenit auf Vol.-% bezogen.
Vor dem Hintergrund des Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein höchstfestes Stahlflachprodukt mit optimierten mechanischen Eigenschaften, insbesondere mit sehr guten Umformeigenschaften, insbesondere einer guten Tiefziehfähigkeit bei gleichzeitig hoher Festigkeit anzugeben.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung bestand darin, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts zur Verfügung zu stellen. Dieses Verfahren sollte insbesondere dazu geeignet sein, in einen Prozess zur Schmelztauchveredelung eingebunden werden zu können.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt wurde die Aufgabe durch ein Produkt gelöst, das mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale aufweist. In Bezug auf das Verfahren wurde die Aufgabe dadurch gelöst, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens die in Anspruch 9 angegebenen Verfahrensschritte absolviert werden.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt enthält einen Stahl, der aus (in Gew.-%)
0,1 - 0,5 % C,
1,0 - 3,0 % Mn,
0,9 - 1,5 % Si,
bis zu 1,5 % AI,
bis zu 0,008 % N,
bis zu 0,020 % P, bis zu 0,005 % S
0,01 - 1 % Cr, sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente bis zu 0,2 % Mo,
bis zu 0,01 % B,
bis zu 0,5 % Cu,
bis zu 0,5% Ni sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % Mikrolegierungselementen und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei gilt:
75 S (Mn2 + 55*Cr)/Cr ä 3000
mit Mn: Mn-Gehait des Stahls in Gew.-%, Cr: Cr-Gehalt des Stahls in Gew,-%.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist ein Gefüge auf, das aus
mindestens 80 Flächen-% Martensit, von welchem mindestens 75 Flächen-% angeiassener Martensit und höchstens 25 Flächen-% nicht angelassener Martensit ist,
mindestens 5 Volumen-% Restaustenit,
0,5 bis 10 Flächen-% Ferrit und
höchstens 5 Flächen-% Bainit
besteht.
Wesentlich für die guten mechanischen Eigenschaften ist dabei, dass im Bereich der Phasengrenzen zwischen angelassenem Martensit und Restaustenit ein Mn-armer Ferritsaum voriiegL In diesem Ferritsaum beträgt der Mn-Gehalt höchstens 50% des mittleren Gesamt-Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts. Die Breite des Mn-armen Ferritsaums beträgt mindestens 4 nm, bevorzugt mehr als 8 nm, und höchstens 12 nm, bevorzugt weniger als 10 nm. Zudem liegen in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt Karbide vor, deren Länge gleich oder kleiner als 250 nm, bevorzugt kleiner als 175 nm ist.
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich durch eine Zugfestigkeit Rm von 900 bis 1500 MPa, eine Dehngrenze Rp02, die gleich oder mehr als 700 MPa und weniger als die Zugfestigkeit des Stahlflachprodukts beträgt, eine Dehnung A80 von 7 bis 25 %, einen Biegewinkel, welcher größer als 80° ist, eine Lochaufweitung, welche größer als 25 % ist und ein maximales Tiefziehverhältnis ßmax, für welches gilt: ßmax > -1,9 IO 6 x (ßm)2 + 3,5 IO"3 x Rm + 0,5 mit im: Zugfestigkeit des Stahiflachprodukts in MPa, aus, wobei die Zugfestigkeit, die Dehngrenze und die Dehnung im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892-1 (Probenform 2) aus 02/2017, der Biegewinkel gemäß VDA238- 100 von 12/1010, die Lochaufweitung gemäß ISO 16630 von 10/2017 und das maximale Tiefziehverhältnis, ßmax gemäß DIN 8584-3 aus 09/2003 bestimmt werden.
Der Kohlenstoffgehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahiflachprodukts beträgt 0,1 - 0,5 Gew„- %. Im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahiflachprodukts trägt der Kohlenstoff zur Bildung und Stabilisierung des Austenits bei. Vor allem während des nach dem Austen itisieren erfolgenden ersten Abkühlens und während des anschließenden partitionierenden Glühens tragen C-Gehalte von mindestens 0,1 Gew.-%, bevorzugt mindestens 0,12 Gew.-%, zur Stabilisierung der austenitischen Phase bei, wodurch es möglich ist, am erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt einen Restaustenitanteil von mindestens 5 Vol-% zu gewährleisten. Darüber hinaus hat der C-Gehalt einen starken Einfluss auf die Festigkeit des Martensits. Dies gilt sowohl für die Festigkeit des Martensits, der während des ersten Abschreckens entsteht, als auch für die Festigkeit des Martensits, der während des nach dem partitionierenden Glühen einsetzenden zweiten Abschreckens gebildet wird. Um den Einfluss des Kohlenstoffs auf die Festigkeit des Martensits zu nutzen, beträgt der C-Gehalt mindestens 0,1 Gew,-%. Mit zunehmendem C-Gehalt wird die Martensit-Starttemperatur Ms zu tieferen Temperaturen verschoben. Ein C-Gehalt oberhalb von 0,5 Gew.-% könnte deshalb dazu führen, dass beim Abschrecken nicht genügend Martensit gebildet wird. Außerdem kann ein hoher C-Gehalt zur Bildung großer spröder Karbide führen. Auch wird die Verarbeitbarkeit, insbesondere die Schweißbarkeit, bei höheren C-Gehalten beeinträchtigt, weshalb der C-Gehalt höchstens 0,5 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,4 Gew.-% betragen soll.
Mangan (Mn) ist als Legierungselement wichtig für die Härtbarkeit des Stahls sowie für die Vermeidung der Bildung des Gefügebestandteils Perlit während der Abkühlung. Der Mn-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahiflachprodukts beträgt mindestens 1,0 Gew.-%, bevorzugt mindestens 1,9 Gew.-%, um nach dem ersten Abschrecken ein perlitfreies, aus Martensit und Restaustenit bestehendes Gefüge für die weiteren Prozessschritte zur Verfügung zu stellen. Ein zu geringer Mn-Gehalt würde außerdem dazu führen, dass sich kein Mn-armer Ferrit Saum ausbilden kann. Die positiven Einflüsse von Mn lassen sich bei Gehalten von bevorzugt mindestens 1,9 Gew.-% besonders sicher nutzen. Mitzunehmendem Mn-Gehalt hingegen verschlechtert sich die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und das Risiko des Auftretens starker Seigerungen nimmt zu. Bei Seigerungen handelt es sich um während des Erstarrungsvorgangs gebildete chemische
Inhomogenitäten der Zusammensetzung in Form makroskopischer oder mikroskopischer
Entmischungen. Um Seigerungen zu reduzieren und eine gute Schweißbarkeit sicherzustellen, ist der Mn-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 3,0 Gew.-%, bevorzugt auf höchstens 2,7 Gew.-%, begrenzt.
Silizium (Si) als Legierungselement unterstützt die Unterdrückung der Zementitbildung. Bei Zementit handelt es sich um ein Eisenkarbid. Durch die Bildung von Zementit wird Kohlenstoff in Form von Eisenkarbid abgebunden und steht nicht mehr als interstitiell gelöster Kohlenstoff zur Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung. Dadurch verschlechtert sich die Dehnung des Stahlflachprodukts, da Restaustenit zur Verbesserung der Dehnung beiträgt. Eine ähnliche Wirkung hinsichtlich der Stabilisierung des Restaustenits kann auch durch Zulegieren von Aluminium erreicht werden. Um den positiven Effekt von Si zu nutzen, sollten mindestens 0,9 Gew,-% Si im Stahl des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorhanden sein. Da sich ein hoher Si-Gehalt jedoch negativ auf die Oberflächenqualität des Stahlflachprodukts auswirken kann, soll der Stahl nicht mehr als 1,5 Gew.-%, bevorzugt weniger als 1,5 Gew.-% Si enthalten.
Aluminium (AI) kann dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlffachprodukts zur Desoxidation und zum Abbinden von Stickstoff, insofern Stickstoff im Stahl vorhanden ist, in Gehalten bis zu 1,5 Gew.-% hinzugegeben werden. Aluminium kann zudem zur Unterdrückung der Zementitbildung hinzugegeben werden. Allerdings erhöht AI die Austenitisierungstemperatur des Stahls. Sollen höhere Glühtemperaturen für das Austenitisieren eingestellt werden, kann AI bis zu 1,5 Gew.-% zu legiert werden. Da Aluminium die für ein vollständiges Austenitisieren erforderliche Glühtemperatur erhöht und bei Al-Gehalten oberhalb von 1,5 Gew.-% ein vollständiges Austenitisieren nur noch schwer möglich ist, ist der Al-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 1,5 Gew.-%, bevorzugt höchstens 1,0 Gew,-%, begrenzt. Soll eine niedrige Austenitisierungstemperatur eingestellt werden, haben sich Al-Gehalte von mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere von 0,01 bis 0,1 Gew.-% als zweckmäßig erwiesen.
Phospor (P), Schwefel (S) und Stickstoff (N) wirken sich negativ auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte aus. So wirkt sich P ungünstig auf die Schweißbarkeit aus, weshalb der P-Gehalt höchstens 0,02 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,02 Gew.-% betragen soll. S führt bei höheren Konzentrationen zur Bildung von MnS beziehungsweise zur Bildung von (Mn, Fe)S, welche sich negativ auf die Dehnung auswirken. Daher ist der S-Gehalt auf Werte von höchstens 0,005 Gew.-%, bevorzugt weniger als 0,005 Gew.-% eingeschränkt. Zu Nitriden abgebundener Stickstoff kann sich negativ auf die Umformbarkeit auswirken, weshalb der N-Gehalt auf höchstens 0,008 Gew.-%, bevorzugt auf weniger als 0,008 Gew.-% beschränkt sein soll.
Chrom (Cr) ist in Gehalten von 0,01 bis zu 1,0 Gew.-% im Stahl vorhanden. Chrom ist ein effektiver Inhibitor des Perlits und trägt zur Festigkeit bei. Daher sollte mindestens 0,01 Gew.-% Cr, bevorzugt mindestens 0,1 Gew.-% Cr, im erfindungsgemäßen Stahl enthalten sein. Bei Cr-G eh alten von mehr als 1,0 Gew.-% verschlechtert sich die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und das Risiko des Auftretens einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation, welche zur Verschlechterung der Oberflächenqualität führt, ist erhöht. Daher ist der Cr-Gehalt auf höchstens 1,0 Gew.-%, bevorzugt höchstens 0,50 Gew.-%, besonders bevorzugt auf weniger als 0,2 Gew.-% beschränkt.
Ferner liegt der Erfindung die Erkenntnis zu Grunde, dass sich die Einhaltung eines bestimmten Verhältnisses von Mn und Cr günstig auf die Bildung eines Mn-armen Ferritsaums entlang der Phasengrenze von Restaustenit zu angelassenem Martensit auswirkt. So kann ein Mn-armer Ferritsaum entlang der Phasengrenze von Restaustenit zu angelassenem Martensit eingestellt werden, wenn folgende Bedingung erfüllt ist:
75 < (Mn2 + 55*Cr)/Cr < 3000 mit Mn: Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-% und Cr: Cr-Gehalt des Stahls in Gew.-%. Ist der Chromgehalt im Vergleich zum Mn-Gehalt zu hoch, kann es zu einer Belegung der Korngrenzen mit Chromkarbiden kommen. Dies ist unerwünscht, da dann die Bildung des Mn-armen Ferritsaums durch eine verringerte Beweglichkeit der Phasengrenze verhindert würde. Ist allerdings der Mn-Gehalt im Vergleich zum Chrom-Gehalt zu groß gewählt, kommt es zu einer frühzeitigen Sättigung des Austenits an Mn und die Diffusion des Mangans kommt zum Erliegen. Es kann kein Mn-armer Ferritsaum aufgrund der noch hohen lokalen Mn-Konzentration ausgebildet werden. Durch das Fehlen des Ferritsaums würden die Umformeigenschaften und insbesondere das maximale Tiefziehverhältnis ßmax verschlechtert.
Optional können im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zur Verbesserung der mechanisch-technologischen Eigenschaften eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe Molybdän (Mo), Bor (B) und Kupfer (Cu) vorhanden sein. Molybdän (Mo) kann ebenfalls optional im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahiflachprodukts in Gehalten von bis zu 0,2 Gew.-%, bevoizugt weniger als 0,2 Gew.-%, enthalten sein, um die Bildung von Perl it zu verhindern.
Bor (B) kann als optionales Legierungselement in Gehalten bis zu 0,01 Gew.-% im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts enthalten sein. Bor seigert auf den Phasengrenzen und blockiert somit deren Bewegung. Dies unterstützt die Bildung eines feinkörnigen Gefüges, was die mechanischen Eigenschaften des Stahiflachprodukts verbessert. Beim Zulegieren von Bor sollte genügend Ti zum Abbinden von N zur Verfügung stehen, was die Bildung von schädlichen Bornitriden verhindert, nämlich Ti>3,42*N. Aus technischer Sicht beträgt die Untergrenze für Bor 0,0003%.
Kupfer (Cu) kann als optionales Legierungselement in Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt enthalten sein. Durch Cu können die Streckgrenze und Festigkeit erhöht werden. Um die festigkeitssteigernde Wirkung von Cu effektiv zu nutzen, kann Cu bevorzugt In Gehalten von mindestens 0,03 Gew.-% hinzulegiert werden. Zudem wird bei diesen Gehalten der Widerstand gegen atmosphärische Korrosion erhöht. Gleichzeitig kommt es jedoch mit zunehmenden Cu-Gehalten zu einer deutlichen Abnahme der Bruchdehnung. Darüber hinaus wird die Schweißbarkeit bei Cu-Gehalten von größer 0,5 Gew.-% deutlich reduziert und die Neigung zur Rotbrüchigkeit nimmt zu, weshalb der Cu-Gehalt bis zu 0,5 Gew.-%, bevorzugt 0,2 Gew.-% beträgt.
Nickel (Ni) kann als optionales Legierungseiement in Gehalten von bis zu 0,5 Gew.-% im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahiflachprodukts enthalten sein. Es ist ebenso wie Chrom ein Inhibitor des Perlits und schon in geringen Mengen wirksam. Bei optionaler Zulegierung mit Nickel von bevorzugt mindestens 0,02 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,05 Gew.-% kann dieser unterstützende Effekt erzielt werden. Im Hinblick auf die angestrebte Einstellung der mechanischen Eigenschaften ist es gleichzeitig zweckmäßig, den Ni-Gehalt auf 0,5 Gew.-% zu begrenzen, wobei sich Ni-Gehalte von höchstens 0,2 Gew.-%, insbesondere 0,1 Gew.-% als besonders praxisgerecht herausgestellt haben.
Optional können Stähle erfindungsgemäßer Stahlfiachprodukte eines oder mehrere Mikrolegierungselemente enthalten. Unter Mikrolegierungselementen werden dabei vorliegend die Elemente Titan (Ti), Niob (Nb) und Vanadin (V) verstanden. Bevoizugt werden dabei Titan und/oder Niob verwendet. Die Mikrolegierungselemente können mit Kohlenstoff Karbide bilden, welche in Form sehr fein verteilter Ausscheidungen zu einer höheren Festigkeit beitragen. Bei einem Gehalt an Mikrolegierungselementen von insgesamt mindestens 0,005 Gew.-% können Ausscheidungen entstehen, welche zum Einfrieren von Kom- und Phasengrenzen während des Austenitisierens führen. Gleichzeitig wird jedoch Kohlenstoff, welcher in atomarer Form günstig für die Stabilisierung des Restaustenits ist, als Karbid abgebunden. Um eine ausreichende Stabilisierung des Restaustenits zu gewährleisten, sollte die Konzentration der Mikrolegierungselemente in Summe nicht mehr als 0,2 Gew.-% betragen. In einer bevorzugten Ausführung beträgt die Summe an Ti und/oder Nb 0,005 - 0,2 Gew.-%.
In einer bevorzugten Ausführung handelt es sich bei dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt um ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt.
In einer weiteren bevorzugten Ausführung können die Stahlflachprodukte zum Zwecke des Korrosionsschutzes optional mit einem metallischen Überzug versehen sein. Hierfür eignen sich insbesondere Beschichtungen auf Zn-Basis. Der Überzug kann insbesondere durch Schmelztauchbeschichten aufgebracht sein.
Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines höchstfesten Stahlflachprodukts umfasst mindestens folgende Arbeitsschritte: a) Bereitstellen einer Bramme, welche aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%)
0,1 - 0,5 % C, bevorzugt 0,12 - 0,4 % C, 1,0 - 3,0 % Mn, bevorzugt 1,9 - 2,7 % Mn, 0,9 - 1,5 % Si, bis zu 1,5 % AI, bis zu 0,008 % N, bis zu 0,020 % P, bis zu 0,005 % S, 0,01 bis 1 % Cr sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente: bis zu 0,2 % Mo, bis zu 0,01 % B, bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5% Ni sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 %
Mikrolegierungselementen, bevoizugt aus in Summe 0,005 - 0,2 % Ti und/oder Nb, besteht, wobei gilt: 75 S (Mn2 + 55* Cr)/Cr < 3000, mit Mn: Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, Cr: Cr- Gehalt des Stahls in Gew.-%; b) Erwärmen der Bramme auf Temperaturen von 1000-1300°C und Warmwalzen der Bramme zu einem Warmband, wobei die Endwalztemperatur T_ET größer als 850 °C ist; c) Abkühlen des Warmbands innerhalb von höchstens 25 s auf eine Haspeltemperatur T_HT, die 400 bis 620 °C beträgt und Aufwickeln des Warmbands zu einem Coil; d) Beizen des warmgewalzten Stahlflachprodukts; e) Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts; f) Erwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Haltezonentemperatur T_HZ, welche mindestens 15 °C oberhalb der A3-Temperatur des Stahls liegt und höchstens 950 °C beträgt, wobei das Erwärmen entweder fl) einstufig mit einer mittleren Aufheizrate von 2 - 10 K/s oder f2) zweistufig mit einer ersten Aufheizgeschwindigkeit Theta.H 1 von 5 - 50 K/s bis zu einer 200 - 400 °C betragenden Wendetemperatur T_W und oberhalb der Wendetemperatur T_W mit ei nerzweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 von 2 - 10 K/s erfolgt; g) Halten des Stahlflachprodukts für eine Dauer t_HZ von 5 - 15 s auf der Haltezonentemperatur T_HZ; h) Abkühlen des Stahlflachprodukts von der Haltezonentemperatur T_HZ auf eine Kühlstopptemperatur T_Q, welche zwischen der Martensitstarttemperatur T_MS und einer Temperatur, die 175 °C kleiner als T_MS ist, liegt, mit entweder hl) einer Abkühlrate Theta_Q 1 , welche mindestens 30 K/s beträgt; oder h2) einer ersten Abkühlrate Theta_LK von weniger als 30 K/s für eine erste Abkühlung auf eine Zwischentemperatur TJLK, welche nicht tiefer als 650 °C liegt, und einer zweiten Abkühlrate Theta_Q2 für eine zweite Abkühlung von T_LK auf T_Q, wobei Theta_Q2 mindestens 30 K/s beträgt; i) Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur T_Q für 1 - 60 Sekunden; j) Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer ersten Aufheizrate Theta_Bl, die zwischen 5 und 100 K/s beträgt, auf eine erste Behandiungstemperatur T_B1, die mindestens T_Q + 10 °C und höchstens 450 °C beträgt, Halten des Stahlflachprodukts auf der ersten Behandlungstemperatur TJBl für eine Dauer t_Bl von 8,5 s bis 245 s, Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer zweiten Aufheizrate Theta_B2, die zwischen 2 und 50 K/s beträgt, auf eine zweite Behandlungstemperatur T_B2, die mindestens T_B1 + 10 °C und höchstens 500 °C beträgt, optionales Halten des Stahlflachprodukts auf der Behandlungstemperatur T_B2 für eine Dauer t_B2 von bis zu 34 s, wobei die gesamte Behandlungszeit t_BT für das Erwärmen und das isotherme Halten insgesamt zwischen 10 und 250 s beträgt; k) optionales Beschichten des Stahlflachprodukts in einem Zn-basierten Beschichtungsbad;
L) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur mit einer Abkühlrate Theta_B3 von mindestens 5 K/s.
In Arbeitsschritt a) wird eine auf konventionelle Weise eizeugte Bramme bereitgestellt, die aus einem Stahl der in Arbeitsschritt a) genannten Zusammensetzung besteht.
In Arbeitsschritt b) wird die Bramme auf Temperaturen von 1000-1300°C erwärmt und zu einem Warmband ausgewalzt. Das Warmwalzen erfolgt mit einer Endwalztemperatur T_ET größer 850 °C in ansonsten üblicher Weise. Die Endwalztemperatur TJET soll höher als 850 °C sein, um während des Walzvorgangs die Bildung grober, polygonaler Ferritkörner zu vermeiden.
In Arbeitsschritt c) wird das Warmband nach dem Warmwalzen und vor dem Haspeln abgekühlt und anschließend mit der Haspeltemperatur T_HT zu einem Coil aufgewickelt. Um die Bildung polygonalen Ferrits zu reduzieren oder bevorzugt vollständig zu unterdrücken, erfolgt die Abkühlung innerhalb einer Zeitspanne t_RG von gleich oder weniger als 25 s, das heißt innerhalb von höchstens 25 s. Dabei ist t_RG die Zeitspanne, welche nach Abschluss des Walzvorgangs, das heißt nach dem letzten Walzstich beginnt und nach Abschluss des Abkühlvorgangs, das heißt mit Erreichen der Haspeltemperatur T_HT, endet. Die Entstehung polygonalen Ferrits kann besonders effektiv minimiert werden, wenn t_RG höchstens 18 s, bevorzugt höchstens 15 s beträgt. Typischerweise beträgt t_RG aus prozesstechnischen Gründen mindestens 2 s, in der Regel mindestens 5 s.
Um die Bildung des unerwünschten Gefügebestandteils Perlit zu verhindern, erfolgt das Haspeln bei einer Haspeltemperatur T_HT von höchstens 620 °C. In einer bevorzugten Ausführung wird die Haspeltemperatur T_HT auf höchstens 600 °C eingestellt, was sich zusätzlich positiv auf die Vermeidung polygonalen Ferrits auswirkt. Besonders bevorzugt werden dabei Haspeltemperaturen von höchstens 580 °C, um den Anteil an Bainit im Gefüge des Warmbands zu erhöhen. Wird die Haspeltemperatur so gewählt, dass sie zwischen 620 °C bis 580 °C liegt, so nimmt der Anteil an Bainit und an bainitischem Ferrit mit abnehmender Haspeltemperatur zu. Somit lässt sich ein gleichmäßiges Gefüge ohne große Härtedifferenzen erzielen, was die Einhaltung enger Dicken- und Breitentoleranzen beim nachfolgenden Kaltwalzschritt ermöglicht Ein weiterer positiver Effekt der geringen Haspeltemperaturen, stellt die verringerte Empfindlichkeit für Korngrenzenoxidation dar. Generell gilt, je hoher die Haspeltemperatur, desto wahrscheinlicher diffundieren sauerstoffaffine Elemente, wie z.B. Si, Cr oder Mn zur Korngrenze und bilden dort stabile Oxide, die die Oberflächenqualität verringern und eine optionale spätere Beschichtung erschweren. Die Haspeltemperatur T_HT sollte allerdings auch nicht niedriger als 400 °C gewählt werden, da bei geringeren Haspeltemperaturen die Kaltwalzbarkeit aufgrund von umfangreicher Martensitbildung beeinträchtigt wird. Martensit stellt eine besonders harte und spröde Phase dar, die die Kaltwalzbarkeit negativ beeinflusst Zudem steht bei geringeren Haspeltemperaturen nicht mehr ausreichend thermische Energie zur Umverteilung des Mn zur Verfügung.
Bei Einhalten der erfindungsgemäßen Abkühlzeit t_RG und Haspeltemperatur T_HT wird in den ersten Minuten des Haspelns ein größtenteils bainitisches Gefüge erzeugt. Dieses besteht hauptsächlich aus sehr fein verteiltem bainitischem Ferrit und sehr fein verteiltem Austenit, wobei die Korngrößen des Ferrits und des Austenits jeweils im Nanometerbereich liegen. Dabei ist der kürzeste Abstand zwischen zwei Phasen typischerweise kleiner oder gleich 20 pm. Bei Mn handelt es sich um einen starken Austenitbildner, weshalb es eine Triebkraft für eine Umverlagerung von Mn-Atomen aus den ferritischen Gefügebestandteilen in die Austenitkömer gibt. Während der Abkühlung im Coil, welche sehr langsam verläuft, diffundiert Mn aus dem Ferrit in den Austenit. Dadurch verarmen die ferritischen Gefügebestandteile an Mn in einem Bereich, welcher direkt hinter der Phasengrenzfläche von Ferrit zu Austenit liegt. Dieser an Mn abgereicherte Bereich ist wenige Nanometer breit. Gleichzeitig reichert sich in den Austenitkömern direkt hinter der Phasengrenze Mn an. Der Diffusionsvorgang ist lokal auf einen wenige Nanometer breiten Bereich um die Phasengrenze zwischen Austenit und Ferrit beschränkt, da die Volumendiffusion von Mn in einem Temperaturbereich zwischen 620 °C und 400 °C sehr langsam abläuft. Mit voranschreitender Abkühlung auf Temperaturen unterhalb von 400 °C zerfällt der Austenit zum Teil zu Eisenkarbiden. Dies hat jedoch keinen Einfluss auf die Umverteilung von Mn, da die Diffusionsgeschwindigkeit von Mn unterhalb von 400 °C zu gering ist und auch keine thermodynamische Triebkraft für eine Homogenisierung zur Verfügung steht.
Unterstützt wird der Diffusionsvorgang des Mn durch sehr niedrige Abkühlgeschwindigkeiten und dementsprechend lange Haltezeiten. Das Einstellen niedriger Abkü h Igeschwi n d igkeiten kann in einer bevorzugten Ausführung durch eine Abkühlung des Warmbands im Coil an Luft, insbesondere an stehender Luft, erfolgen. In einer weiteren bevorzugten Ausführungsform kann das Coilgewicht dazu genutzt werden, um die Abkühlung im Coii zu beeinflussen. Je schwerer ein Coil ist, umso langsamer erfolgt die Abkühlung, weil das Verhältnis von Coilmasse zu Coiloberfläche zunimmt. So kann eine langsame Abkühlung und damit eine Umverteilung von Mn im Warmband unterstützt werden, wenn die Coilmasse m_CG mindestens 101, besonders bevorzugt mindestens 15 1, ganz besonders bevorzugt mindestens 20 1 beträgt
Nach dem Abkühlen im Coil wird das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise gebeizt (Arbeitsschritt d)) und anschließend in konventioneller Weise einem Kaltwalzen unterzogen (Arbeitsschritt e)).
Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt f) auf eine Glühtemperatur T_HZ, welche auch als Haltezonentemperatur bezeichnet werden kann, erwärmt. Das Aufheizen erfolgt entweder einstufig mit einer mittleren Aufheizrate von 2 - 10 K/s, bevorzugt 5 - 10 K/s. Alternativ kann das Auf heizen auch zweistufig erfolgen. Dabei wird das Stahlflachprodukt zunächst bis zum Erreichen einer Wendetemperatur T_W, welche 200 - 400 °C beträgt, mit einer Aufheizgeschwindigkeit Theta_H 1 von 5 - 50 K/s erwärmt Oberhalb der Wendetemperatur T_W erfolgt das Aufheizen bis zum Erreichen der Haltezonentemperatur T_HZ mit einer Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 von 2 - 10 K/s. Beim zweistufigen Aufheizen ist die erste Aufheizgeschwindigkeit Theta_Hl ungleich der zweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 . Vorzugsweise istTheta_H2 kleiner als ThetaJHl.
In einer bevorzugten Ausführung wird das Stahlflachprodukt in einem Durchlaufofen erwärmt. In einer besonders bevorzugten Ausführung wird das Stahlflachprodukt in einem Ofen erwärmt, welcher mit keramischen Strahlrohren ausgestattet ist, was insbesondere für das Erreichen von Bandtemperaturen oberhalb von 900 °C von Vorteil ist.
Die Haltezonentemperatur TJfZ liegt mindestens 15 °C, bevorzugt mehr als 15 °C, oberhalb der A3- Temperatur des Stahls, um eine vollständige Gefügeumwandlung in den Austenit zu ermöglichen. Die A3-Temperatur ist analysenabhängig und kann mit Hilfe der folgenden empirischen Gleichung abgeschätzt werden:
A3[°C] = 910-15,2%Ni+44,7%Si+31,5%Mo-21,l%Mn-203*V%C mit %C=C-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Ni=Ni-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Si=Si-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mo=Mo-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mn=Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%. Die Haltezonentemperatur T_HZ ist auf höchstens 950 °C beschränkt, da bei höheren Temperaturen und längeren Haltezeiten die bereits im Warmband eizeugte Mn-Anreicherung im Austenit und die Mn- Abreicherung im Ferrit wieder homogenisiert werden könnten. Zudem können durch auf 950 °C eingeschränkte Glühtemperaturen Betriebskosten eingespart werden.
Das Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt g) für eine Haltedauer t_HZ von 5 - 15 s auf der Haltezonentemperatur T_HZ gehalten. Die Haltedauer t_HZ soll 15 Sekunden nicht überschreiten, um die Bildung eines groben Austenitkorns sowie ein unregelmäßiges Austen itkorn wachstu m und damit negative Auswirkungen auf die Umformbarkeit des Stahlflachprodukts zu vermeiden. Die Haltedauer sollte mindestens 5 s dauern, um eine vollständige Umwandlung in Austenit sowie eine homogene C- Verteilung im Austenit zu erzielen. Die Ausbildung der Mn-armen Zone wird durch eine lange t_HZ und die damit verbundene Mn-Homogenisierung ebenfalls negativ beeinflusst. Eine zu lange Haltezeit t_HZ führt zu einer gleichmäßigen Verteilung des Mangans und somit nicht zur Bildung des Mn-armen Ferritsaums.
In Arbeitsschritt h) wird das Stahlflachprodukt von der Haltezonentemperatur T_HZ auf eine Kühlstopptemperatur T_Q abgekühlt. Durch die Abkühlung in Arbeitsschritt h) entsteht Martensit, welcher auch als primärer Martensit bezeichnet wird. Die Abkühlung kann entweder einstufig oder zweistufig erfolgen. In beiden Fällen erfolgt mindestens über einen Teil des Temperaturbereichs zwischen T_HZ und T_Q eine schnelle Abkühlung mit einer Abkühlrate Theta_Q von mindestens 30 K/s. Die Schnellabkühlungsrate Theta_Q wird zur leichteren Unterscheidung von einstufiger und zweistufiger Abkühlung im Fall einer einstufigen Abkühlung als Theta_Ql und im Fall einer zweistufigen Abkühlung als Theta_Q2 bezeichnet Bei einer einstufigen Abkühlung wird das Stahlflachprodukt mit nur einer Abkühlrate Theta_Ql, welche mindestens 30 K/s beträgt, von T_HZ auf T_Q abgekühlt. Der maximale Wert für Theta_Ql beträgt 1000 K/s, bevorzugt maximal 500 K/s, besonders bevorzugt maximal 200 K/s, um eine gleichmäßige Temperaturverteilung zu gewährleisten. Die Abkühlung erfolgt mit mindestens 30 K/s, um die Umwandlung in Bainit und Ferritanteile von mehr als 10 % zu vermeiden.
Bei einer zweistufigen Abkühlung wird das Stahlflachprodukt zunächst mit einer ersten Abkühlrate Theta _LK, welche weniger als 30 K/s beträgt, auf eine Zwischentemperatur T_LK abgekühlt. In einer bevorzugten Ausführung ist Theta_LK größer als 0,1 K/s, um die Bildung von Ferritanteilen von mehr als 10% möglichst zu vermeiden. TJLK ist dabei kleiner als T_HZ und nicht tiefer als 650 °C, um die Bildung von Ferritanteilen von mehr als 10% zu vermeiden. Nach Erreichen der Zwischentemperatur T_IK erfolgt unterbrechungsfrei die weitere Abkühlung auf die Kühlstopptemperatur T_Q mit einer zweiten Abkühlrate Theta_Q2, welche mindestens 30 K/s beträgt. Der maximale Wert für Theta_Q2 beträgt 1000 K/s» bevorzugt maximal 500 K/s» besondere bevorzugt maximal 200 K/s» um eine gleichmäßige Temperaturverteilung zu gewährleisten. Auch die zweistufige Abkühlung wird im Temperaturbereich unterhalb von 650 °C mit mindestens 30 K/s durchgeführt, um sowohl die Bildung von Ferritanteilen von mehr als 10% als auch eine bainitische Umwandlung zu vermeiden. Besonders sicher lassen sich die ferritische und die bainitische Umwandlung einschränken, wenn darüber hinaus die Zeit tJLK für die Abkühlung von T_HZ auf T_LK nicht mehr als 30 Sekunden beträgt.
Zur Steuerung der Martensitbildung wird die KühlstopptemperaturTJJ so gewählt, dass TJJ zwischen der Martensitstarttemperatur, T_MS, und einerTemperatur, die bis zu 175 °C kleiner als T_MS ist, liegt. Es gilt:
(T_MS-175°C) < T_Q < T_MS.
In einer bevorzugten Ausführung kann T_Q so gewählt werden, dass T_Q zwischen einerTemperatur, die um 75 °C kleiner als T_MS ist und einerTemperatur, die um 150 °C kleiner als T_MS ist, liegt: (T_MS- 150°C) < T_Q < (T_MS-75°C).
Unter der MartensitstarttemperaturTJVIS wird dabei die Temperatur verstanden, bei welcher die Umwandlung von Austenit in Martensit beginnt Die Martensitstarttemperatur kann mit Hilfe der folgenden Gleichung abgeschätzt werden:
T_MS[°C] = 539°C+(-423%C-30,4%Mn-7,5%Si+30%AI) °C/Gew.-% mit %C=C-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Mn=Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, %Si=Si-Gehalt des Stahls in Gew,-%, %AI=AI-Gehalt des Stahls in Gew.-%.
Mangan verringert die Martensitstarttemperatur, weil Mn als Austenitbildner die thermodynamische Triebkraft für die Martensitbildung hemmt. Somit wird die Martensitbildung durch verringerte Mn- Gehalte gefördert. Aus diesem Grund bilden sich die ersten Martensitlanzetten bevorzugt in Bereichen, die an Mn verarmt sind, wohingegen Bereiche mit erhöhtem Mn-Gehait vornehmlich austenitisch bleiben. Somit liegen die Phasengrenzen von Austenit zu Martensit bevorzugt an Stellen lokaler Mn- Anreicherungen und lokaler Mn-Abreicherungen. Diese Stellen lokaler Mn-Anreicherungen und lokaler Mn-Abreicherungen wurden bereits während des Warmbandherstellungsprozesses erzeugt und sind fein verteilt im Werkstoff vorhanden. Typischerweise sind die Stellen lokaler Mn-Anreicherungen und lokaler Mn-Abreicherungen im Abstand von weniger als 5 pm, bevorzugt weniger als 1 pm zueinander, im Werkstoff verteilt.
Das auf T_Q abgekühlte Stahlflachprodukt wird in Arbeitsschritt i) für eine Dauer t_Q, welche 1 - 60 Sekunden beträgt, auf der Kühistopptemperatur T_Q gehalten, um eine Homogenisierung der Temperaturverteilung im Stahlflachprodukt sowohl über die Dicke als auch über die Breite zu erreichen. Eine homogene Verteilung der Temperatur über die Dicke und Breite des Stahlflachprodukts begünstigt die Ausbildung eines besonders feinen Gefüges. Typischerweise beträgt die durchschnittliche Korngröße weniger als 20 pm. In einigen Fällen können auch Gefüge mit durchschnittlichen Korngrößen von weniger als 15 pm oder sogar weniger als 10 pm auftreten. Typischerweise liegt über die Dicke und Breite des Stahlflachprodukts ein gleichmäßiges Gefüge aus primärem Martensit und Restaustenit vor, was sich günstig auf die Umformbarkeit des kaltgewalzten und geglühten Endprodukts, hier des Coils oder der abgetafelten Bleche auswirkt. Die Temperaturverteilung kann besonders sicher erzielt werden, wenn das Stahlflachprodukt mindestens 5 s, besonders bevorzugt mindestens 10 s, auf T_Q gehalten wird.
Nach dem Halten auf T_Q wird das Stahlflachprodukt in Arbeitsschritt j) wiedererwärmt. Bei der Erwärmung wird das Stahlflachprodukt zunächst mit einer ersten Aufheizrate Theta_Bl, welche zwischen 5 und 100 K/s beträgt, auf eine erste Behandlungstemperatur TJBi, welche um mindestens 10 °C über der Kühistopptemperatur T_Q liegt, erwärmt. Die Behandiungstemperatur T_B1 beträgt mindestens T_Q +10°C, bevorzugt T_Q + 15°C, besonders bevorzugt T_Q + 20°C, und höchstens 450°C. Danach wird das Stahlflachprodukt mit einer zweiten Aufheizrate Theta_B2, welche zwischen 2 und 50 K/s beträgt, auf eine zweite Behandlungstemperatur T_B2, welche mindestens um 10 °C über der ersten Behandiungstemperatur T_B1 liegt, erwärmt. Die zweite Behandlungstemperatur T_B2 beträgt mindestens T_B1 + 10 °C, bevorzugt mindestens T_B1 + 15 °C, besonders bevorzugt mindestens TJ31 + 20 °C. Die zweite Behandlungstemperatur TJ32 beträgt höchstens 500 °C. Das Stahlflachprodukt kann in einem anschließenden optionalen Behandiungsschritt auf der zweiten Behandiungstemperatur T_B2 für eine Dauer t_B2 von bis zu 34 s isotherm gehalten werden. Die gesamte Behandlungsdauer t_BT, welche das Erwärmen auf TJBI, das isotherme Halten auf T_B1, das Erwärmen auf TJB2 und das optionale Halten auf T_B2 umfasst, beträgt dabei zwischen 10 und 250 Sekunden.
Während des Erwärmens auf die erste Behandlungstemperatur TJBI wird der Restaustenit mit Kohlenstoff aus dem übersättigten primären Martensit angereichert. In einer bevorzugten Ausführung ist dabei das Verhältnis von primärem Martensit zu Restaustenit größer als 2:1, da sich ein solches Verhältnis zum Erreichen eines guten Umformverhaltens als besonders günstig erwiesen hat. Bei einem Verhältnis von primärem Martensit zu Restaustenit größer 2:1 kann der Effekt einer erhöhten thermodynamischen Triebkraft genutet werden, um die Verlagerung des Kohlenstoffs in den Restaustenit zu unterstützen. Wegen der vergleichsweise niedrigen Atommasse sowie der hohen Diffusibilität des Kohlenstoffs insbesondere im kubisch-raumzentrierten Giter des Martensits beginnt der Diffusionsprozess bereits ab der Köhlstopptemperatur T_Q und somit mit Beginn der martensitischen Umwandlung. Da die Diffusibilität des Kohlenstoffs im kubisch-flächenzentrierten Giter des Austenits wesentlich geringer ist als im Martensit, reichern sich C-Atome an der Phasengrenze zwischen dem primären Martensit und dem Austenit an. Diese Anreicherung führt zu einem lokalen Anstieg der C-Konzentration an dieser Stelle, welche mehrere Gewichtsprozente betragen kann. Um eine ausreichende Anreicherung von C-Atomen an der Phasengrenze zwischen dem primären Martensit und dem Austenit zu gewährleisten, sollte die erste Behandlungstemperatur T_B1 mindestens 10 °C, bevorzugt mindestens 15 °C, besonders bevorzugt mindestens 20 °C über der Kühlstopptemperatur T_Q liegen. Um einen zu hohen lokalen Anstieg der C-Konzentration an dieser Stelle zu verhindern, sollte TJBi nicht über 450 °C, bevorzugt nicht über 430 °C, und die Dauer für das isotherme Halten aufTJBl nicht mehr als 245 s, bevorzugt höchstens 200 s, besonders bevorzugt höchstens 150 s betragen.
Durch das Erwärmen auf die zweite BehandiungstemperaturT_B2 wird die thermodynamische Stabilität des Restaustenits soweit erhöht, dass es lokal zu einer Ausdehnung der Austenitphase kommt. Dabei werden die aufgestauten C-Atome zunächst vom Restaustenit aufgenommen. Im Verlauf der Erwärmung nimmt bei weiterer Temperaturerhöhung auch die Diffusion des Kohlenstoffs im Restaustenit zu. Dadurch wird der Konzentrationsgradient des C-Gehalts an der Phasengrenze von primärem Martensit zu Austenit abgebaut, sodass der Kohlenstoff im Restaustenit annähernd gleichmäßig und homogen verteilt ist. Um eine ausreichende Homogenisierung zu gewährleisten, liegt die zweite Behandlungstemperatur T_B2 mindestens um 10 °C, bevorzugt mindestens 15 °C, besonders bevorzugt mindestens 20 °C über der ersten Behandlungstemperatur TJBI und beträgt höchstens 500 °C. Mit der Homogenisierung des Kohlenstoffs weichen die Komgrenzen des Restaustenits zurück, sodass der Anteil des während des isothermen Haltens auf der Behandlungstemperatur T_B1 gebildeten Restaustenits abnimmt. Durch die sich bewegende Phasengrenze wird der Kohlenstoff in den während des Erwärmens auf die zweite Behandlungstemperatur T_B2 gebildeten, zurückgewichenen Restaustenit transportiert. Gleichzeitig wird durch die Erwärmung die Diffusibilität des Mangans im Bereich der Phasengrenze erhöht, was zu einer Anreicherung von Mangan im zurückgewichenen Restaustenit führt. Als vorteilhaft für die Kohlenstoff- und die Mangandiffusion hat sich auch ein optionales Halten bei der Behandlungstemperatur TJB2 für eine Dauer von bis zu 34 s erwiesen. Entlang der zurücktretenden Austenitphasengrenze entsteht ein Saum aus Mangan-armem Ferrit, weicher eine Breite von wenigen Nanometern, insbesondere gleich oder weniger als 12 nm aufweist. Der Mn-arme Ferritsaum bildet sich vor allem in den bereits während der Erzeugung der Warmbinder in den Arbeitsschritten b) und c) gebildeten Mn-armen Bereichen, da in diesen Bereichen die Ferritbildung besondere begünstigt ist. Der Mn-arme Ferritsaum ist wesentlich duktiler als die restlichen Gefügebestandteile. Im Endprodukt dient dieser duktile Ferrit als Ausgleichszone zwischen unterschiedlich stark plastifizierenden Gefügebestandteilen, wie zum Beispiel angelassener und nicht- angelassener Martensit Der Mn-arme Ferritsaum wirkt gemeinsam mit dem Restaustenit einer Ausbreitung von Mikrorissen entgegen, wodurch insbesondere die Lochaufweitung verbessert wird.
Die Dauer des Aufheizens auf TJBi wird vorliegend als t_BRi bezeichnet t_BRi kann aus dem Quotienten der Differenz der Behandlungstemperatur T_B1 und der KühlstopptemperaturT_Q durch die Aufheizrate Theta_Bi ermittelt werden: tJBRi = (T_B 1 - T_Q) / Theta_B 1 mit tJBRi = Aufheizdauer in s; T_B1 = Behandlungstemperatur in °C; T_Q = Kühlstopptemperatur in °C; Theta_Bl = Aufheizrate in K/s.
Bei einem schnelleren Aufheizen mit Aufheizraten Theta_Bl größer als 100 K/s ist die gleichmäßige Einstellung der Behandlungstemperatur T_B1 über die Bandbreite prozess- und regelungstechnisch nur schwer zu erreichen. Bei einem sehr langsamen Auf heizen mit Aufheizraten Theta_Bl kleiner als 5 K/s, verläuft der Prozess sehr langsam und es bilden sich vermehrt Karbide. Durch die Karbide wird jedoch Kohlenstoff gebunden, welcher dann nicht mehr zur Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung steht. Zudem sind diese Karbide spröde, wodurch ein Fließen im Material verhindert wird, was wiederum eine Verschlechterung der späteren makroskopischen Eigenschaften, wie z.B. des Tiefziehverhältnisses, der Bruchdehnung und der Lochaufweitung bewirkt.
Eine vollständige Vermeidung der Karbidbildung ist prozesstechnisch in der Regel nicht möglich. Jedoch kann die Länge der Karbide, welche die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts beeinflusst, über die Aufheizrate beeinflusst werden. Die Aufheizrate Theta_Bl beträgt zwischen 5 und 100 K/s, um die Länge der Karbide auf höchstens 250 nm, bevorzugt höchstens 175 nm einzustellen. Unter der Länge der Karbide wird vorliegend die jeweils längste Achse der Karbide verstanden.
Die mittlere Aufheizrate ThetaJB2» mit welcher das Stahlflachprodukt beim zweistufigen Erwärmen von der ersten Behandiungstemperatur T_B1 auf die zweite Behandlungstemperatur T_B2 gebracht wird, beträgt 2 bis 50 K/s. Die Dauer, in welcher das Stahlflachprodukt von T_B1 auf T_B2 gebracht wird, wird vorliegend als t_BR2 bezeichnet. t_BR2 beträgt 0 bis 35 s. Die mittlere Wärmebehandlungsrate Theta_B2 kann ermittelt werden zu
Theta_B2 = (G_B2 - T_B1) / t_BR2 mit Theta_B2 = Wärmebehandlungsrate in K/s; t_BR2 = Dauer, in welcher das Stahlflachprodukt von T_B1 aufT_B2 gebracht wird, in s; T_Bl bzw. T_B2 = Behandlungstemperatur in °C.
Grundsätzlich kann das Erwärmen mittels konventioneller Erwärmungsvorrichtungen durchgeführt werden. Als besonders effektiv hat sich jedoch der Einsatz von Strahlrohren oder eines Boosters erwiesen.
In Arbeitsschritt j) wird das Stahlflachprodukt isotherm auf der Behandlungstemperatur TJBi und optional auf der Behandlungstemperatur T_B2 gehalten. Ein isothermes Halten auf T_B1 und optional auf T_B2 kann zur Unterstützung der Umverteilung des Kohlenstoffs genutzt werden. Das Stahlflachprodukt wird für eine Dauer t_Bl zwischen 8,5 bis 245 s auf der Behandlungstemperatur T_B1 und optional für eine Dauer t_B2 von bis zu 34 s auf der Behandlungstemperatur T_B2 gehalten. In einer bevorzugten Ausführung beträgt dabei die Dauer des Aufheizens auf T_B2 sowie die Haltedauer auf der Temperatur T_B2 in Summe höchstens 35 s, das heißt also (t_B2+t_BR2) < 35 s, bevorzugt weniger als 25 s und besonders bevorzugt weniger als 20 s.
Die gesamte Behandlungsdauer tJBT, während der das Stahlflachprodukt auf T_B1 erwärmt, auf TJülgehalten, auf T_B2 erwärmt und optional auf T_B2 gehalten wird, sollte zwischen 10 und 250 s betragen. Kürzere Behandlungsdauem als 10 s wirken sich nachteilig auf die Umverteilung des Kohlenstoffs aus. Längere Behandlungsdauem als 250 s fördern die unerwünschte Karbidbildung.
Während des Haltens oder direkt während des Erwärmens in Arbeitssch ritt j) kann das Stahlflachprodukt in einem optionalen Arbeitsschritt k) einer Schmeiztauchbeschichtung in einem Zn-basierten Beschichtungsbad unterzogen werden. Die Dauer, mit welcher das Stahlflachprodukt durch das Beschichtungsbad geführt wird, ist in der Haltezeit t_B2 oder in der Aufheizdauer t_BR2 enthalten.
Für die Vermeidung von Festigkeitsverlusten hat es sich als günstig erwiesen, die Dauer t_BR2 für das Erwärmen auf die zweite Behandiungstemperatur T_B2 sowie die Haltezeit t_B2 kurz zu halten. Insbesondere hat es sich als günstig erwiesen, wenn die Haltezeit t_B2 Null Sekunden beträgt, sodass das Stahlflachprodukt von der zweiten Aufheizphase t_BR2 direkt in das Beschichtungsbad übergeht. So können hohe Festigkeitswerte besonders sicher erreicht werden, wenn die Dauer t_BR2 für das Aufheizen auf T_B2 und die optionale Haltezeit t_B2 zusammen höchstens 35 s, bevorzugt weniger als 25 s und besonders bevorzugt weniger als 20 s beträgt.
Für das Schmelztauchbeschichten geeignete Beschichtungsbäder haben folgende Zusammensetzung:
> 96 Gew.-% Zn, 0,5-2 Gew.-% AI, 0-2 Gew.-% Mg.
Die Beschichtungsbäder weisen typischerweise Temperaturen von 450 - 500 °C auf.
Nach dem optionalen Beschichten in Arbeitsschritt k) oder - falls Arbeitsschritt k) entfällt - nach dem Erwärmen und optionalen Halten auf Behandlungstemperatur T_B2 in Arbeitsschritt j) wird das Stahlflachprodukt in einem weiteren Arbeitsschritt I) mit einer Abkühlrate Theta_B3, welche mehr als 5 K/s beträgt, abgekühlt. Die Abkühlrate soll mehr als 5 K/s betragen, um die Bildung von sekundärem Martensit zu ermöglichen. Unter sekundärem Martensit wird dabei der Martensit verstanden, der während der Abkühlung in Arbeitsschritt I) gebildet wird. Da der sekundäre Martensit keine Erwärmungsbehandlung erfährt, wird er vorliegend auch als nicht angelassener Martensit bezeichnet.
Das erfindungsgemäß hergestellte Stahlflachprodukt hat ein besonders feinkörniges Gefüge mit einer durchschnittlichen Korngröße von weniger als 20 pm, welches einen Gesamtmartensitanteil von mindestens 80 Flächen%, wovon mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit und höchstens 25 Flächen-% nicht angelassener Martensit ist, mindestens 5 Vol.-% Restaustenit, 0,5 bis 10 Flächen- % Ferrit und höchstens 5 Flächen-% Bainit enthält.
Im Gefüge liegen Karbide mit einer Länge von gleich oder kleiner 250 nm, insbesondere kleiner 250 nm, und bevorzugt kleiner 175 nm, vor. Der Restaustenit ist von einem Mn-armen Ferrit Saum umgeben. Dieser Saum bildet in einem Bereich der Phasengrenze zwischen angelassenem Martensit und Restaustenit eine Mn-arme Zone, deren Mn-Gehalt höchstens 50%, insbesondere weniger als 50% des mitleren Gesamt-Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts, bevorzugt höchstens 30%, insbesondere weniger als 30 % des mitleren Gesamt-Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts beträgt. Die Breite des Mn-armen Ferritsaums beträgt mindestens 4 nm, insbesondere mehr als 4 nm, und bevorzugt mindestens 8 nm, insbesondere mehr als 8 nm. Die Breite des Mn-armen Ferritsaums beträgt höchstens 12 nm, insbesondere weniger als 12 nm, und bevorzugt höchstens 10 nm, insbesondere weniger als 10 nm.
Vorliegend wird der mitlere Gesamt-Mn-Gehalt des Stahlflachprodukts mit dem mittleren Mn-Gehalt der Stahlschmelze, aus welcher das Stahlflachprodukt erzeugt wurde, gleichgesetzt
Martensit: Der Gesamtmartensitanteil im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts beträgt mindestens 80 Flächen-%. Der im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorliegende Martensit wird zum ersten während der ersten Abkühlung in Arbeitsschritt h) und zum zweiten während der zweiten Abkühlung in Arbeitsschritt I) gebildet. Der bei der ersten Abkühlung gebildete Martensit wird auch als primärer Martensit, der bei der zweiten Abkühlung gebildete Martensit wird auch als sekundärer Martensit bezeichnet. Der primäre Martensit wird in Arbeitsschritt j) erwärmt. Der erwärmte primäre Martensit wird auch als angelassener Martensit oder als primärer angelassener Martensit bezeichnet. Die Summe der Martensitanteile des angelassenen und des sekundären Martensits wird auch als Gesamtmartensitanteil bezeichnet Martensit trägt als harter Gefügebestandteil wesentlich zur Festigkeit des Stahlflachprodukts bei. Der Gesamtmartensitanteil beträgt mindestens 80 Flächen-%, um ein Stahlflachprodukt mit einer Zugfestigkeit Rm von mindestens 900 MPa zu erhalten.
Angelassener Martensit: Der primäre Martensit, der vor der Erwärmung, welche in Arbeitsschritt j) durchgeführt wird, gebildet wird, ist die Quelle für den Kohlenstoff, der während der Erwärmungsbehandlung in den Restaustenit diffundiert und diesen stabilisiert. Nach der Erwärmungsbehandlung wird dieser Martensit als angelassener Martensit bezeichnet. Sein Anteil sollte mindestens 75 Flächen-% am Gesa mtm a rtensita ntei I betragen, um einen Biegewinkel, welcher größer als 80° ist und eine Lochaufweitung, welche größer als 25 % ist, zu gewährleisten.
Sekundärer Martensit: Der sekundäre Martensit entsteht aus dem in den Behandlungsschritt j) unzureichend stabilisierten Restaustenit und trägt zur Festigkeit bei. In Anteilen von größer 25 Flächen- % des Gesamtmartensitanteils führt der sekundäre Martensit zu einer verfrühten Rissbildung bei der Umformung und ist daher unter 25 Flächen-% zu halten. Restaustenit Im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts liegt bei Raumtemperatur Restaustenit vor. Restaustenit trägt zur Verbesserung der Dehnungseigenschaften bei. Um eine ausreichende Dehnung zu gewährleisten, sollte der Anteil an Restaustenit mindestens 5 Vol.-% betragen.
Ferrit: Ferrit weist eine geringere Festigkeit als Martensit auf, kann aber in geringen Mengen die Umformbarkeit unterstützen. Darum ist der Anteil an Ferrit im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf 0,5 bis 10 Flächen-% begrenzt. Durch den während des Wiedererwärmens, Arbeitsschritt j), gebildeten Mn-armen Ferrit Saum, liegt ein Mindest Ferrit-Gehalt von 0,5 Flächen-% im Gefüge vor.
Bainit: Bei der Phasenumwandiung des Austenits kann prinzipiell auch Bainit entstehen. Bei der Umwandlung von Austenit in Bainit wird ein Teil des gelösten Kohlenstoffs in den Bainit eingebaut und steht damit nicht mehr für eine Anreicherung des Kohlenstoffs im Austenit zur Verfügung. Um möglichst viel Kohlenstoff für eine Anreicherung des Austenits zur Verfügung zu stellen, sollte der Bainitanteil auf höchstens 5 Flächen-% begrenzt werden. Je geringer der Bainitgehalt ist, umso sicherer können die mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts erreicht werden. Besonders sicher können die mechanischen Eigenschaften erreicht werden, wenn die Bildung des Bainits vollständig unterdrückt werden kann und der Bainitgehalt auf bis zu 0 Flächen-% reduziert ist.
Mn-armer Ferritsaum: Im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt sind die Restaustenitkömer von einem schmalen Mn-armen Ferritsaum umgeben. Während des Erwärmens auf Behandlungstemperatur T_B1 bzw. T_B2 und während des Haltens auf T_B1 bzw. T_B2 entsteht um die Restaustenitkömer eine Mn- arme Zone, die aus einem Mn-armen Ferritsaum besteht. Der Mn-arme Ferrit Saum ist wesentlich duktiler als die ihn umgebenden Gefügebestandteile. Er stellt eine Ausgleichszone zwischen unterschiedlich stark plastifizierenden Gefügebestandteilen dar und wirkt somit einer Ausbreitung von Mikrorissen entgegen. Dies führt zu einer Verbesserung des Umformverhaltens, insbesondere der Lochaufweitung und des maximalen Tiefziehverhältnisses, des Endprodukts. Der Mn-Gehalt beträgt in der Mn-armen Zone höchstens 50%, insbesondere weniger als 50% des mittleren Gesamt-Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts, um eine Lochaufweitung von mehr als 25% und einen Biegewinkel von mehr als 80° zu erzielen. Dieser Effekt kann besonders sicher erreicht werden, wenn der Mn-Gehalt in der Mn- armen Zone höchstens 30%, insbesondere weniger als 30 % des mittleren Mn-Gehalts des Stahlflachprodukts beträgt. Die Breite des Mn-armen Ferrit Saums beträgt mindestens 4 nm, insbesondere mehr als 4 nm, da erst ab 4 nm Breite ein duktiler Ausgleich entstehen kann. Wäre der Mn-arme Ferrit Saum schmaler, würde die Zone nicht mehr effektiv zum Duktilitätsausgleich beitragen, sondern die Umformung wäre bereits durch Konigrenzeneffekte beeinflusst. Der Duktilitätsausgleich kann besonders sicher erreicht werden, wenn der Mn-arme Ferritsaum bevotzugt mindestens 8 nm, insbesondere mehr als 8 nm breit ist Die Breite des Mn-armen Ferritsaums wichst mit zunehmender Behandlungszeit während des Behandlungsschritts j). Da der positive Beitrag des Saums ab 12 nm gesätigt ist und mit zunehmender Behandlungsdauer während des Arbeitsschrits j) die Gefahr der Karbidbildung zunimmt, sollte die Breite des Saums höchstens 12 nm, insbesondere weniger als 12 nm, betragen. Dieser Effekt kann besonders sicher erreicht werden, wenn der Mn-arme Ferritsaum bevorzugt höchstens 10 nm, insbesondere weniger als 10 nm breit ist.
Karbide: Durch Karbide wird Kohlenstoff abgebunden. Der in Karbidform gebundene Kohlenstoff steht nicht für eine Umverteilung in den Austenit zur Verfügung. Außerdem weisen Karbide ein sprödes Bruchverhalten auf. Durch das spröde Verhalten der Karbide wird ein plastisches Fließen im Material verhindert, was zu einer Verschlechterung der makroskopischen Eigenschaften, wie zum Beispiel des maximalen Tiefziehverhältnisses und/oder der Lochaufweitung führt. Die maximale Länge der Karbide sollte gleich oder weniger als 250 nm betragen, um eine Verschlechterung der Bruchdehnung und/oder der Lochaufweitung zu vermeiden. Die mechanisch-technologischen Eigenschaften können besonders sicher erreicht werden, wenn die Länge der Karbide bevorzugt weniger als 175 nm beträgt Unter der Länge eines Karbids wird dabei seine jeweils längste Achse verstanden. Vorliegend werden unter dem Begriff " Karbide" allgemein Kohlenstoffausscheidungen verstanden. Dabei handelt es sich um Ausscheidungen, bei welchen Kohlenstoff zusammen mit im Stahlflachprodukt vorhandenen Elementen Verbindungen wie beispielsweise Eisenkarbide, Chromkarbide, Titankarbide, Niobkarbide oder Vanadinkarbide bildet.
Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht die Herstellung eines Stahlflachprodukts mit einer Zugfestigkeit Rm von 900 bis 1500 MPa, einer Dehngrenze Rp02, die gleich oder mehr als 700 MPa und weniger als die Zugfestigkeit des Stahlflachprodukts beträgt, einer Dehnung A80 von 7 bis 25 %, einem Biegewinkel, welcher größer als 80° ist, einer Lochaufweitung, welche größer als 25 % ist, und einem maximalen Tiefziehverhältnis ßmax, für welches folgende Beziehung gilt: ßmax > -1,9 IO 6 x (Äm)2 + 3,5 10~3 x Rm + 0,5 mit Rm: Zugfestigkeit des Stahlflachprodukts in MPa, In einer bevorzugten Ausführung weist das Stahlflachprodukt ein ausgewogenes Verhältnis von hoher Zugfestigkeit und gutem Tiefziehverhalten auf. In diesem Fall beträgt das maximale Tiefziehverhältnis ßmax mindestens 1,475. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt weist somit sowohl gute Festigkeitsais auch Umformeigenschaften auf.
Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht insbesondere die Herstellung eines Stahlflachprodukts gemäß einem der Ansprüche 1 bis 8.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen und Figuren näher erläutert.
Figur 1 zeigt schematisch eine mögliche Variante des erfindungsgemäßen Verfahrens. Dabei wird das kaltgewalzte und unbeschichtete Stahlflachprodukt auf eine Haltetemperatur T_HZ aufgeheizt und gehalten, bevor es mit einer Abkühlrate Theta_Ql einstufig auf eine Kühlstopptemperatur T_Q abgekühlt wird. Nach einem isothermen Halten auf T_Q wird das Stahlflachprodukt in einem ersten Aufheizschritt auf die Behandlungstemperatur T_B1 erwärmt, auf der es isotherm gehalten wird. Anschließend wird es auf eine zweite Behandlungstemperatur TJB2 erwärmt, auf welcher es abermals gehalten wird, bevor es auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
Figur 2 zeigt schematisch eine weitere Variante des erfindungsgemäßen Verfahrens. Dabei wird das kaltgewalzte und unbeschichtete Stahlflachprodukt ebenfalls auf eine Haltetemperatur TJHZ aufgeheizt und gehalten, bevor es zunächst mit einer ersten, langsameren Abkühlrate Theta_LK auf eine Zwischentemperatur T_LK und dann mit einer zweiten, schnelleren Abkühlrate Theta_Q2 auf die Kühlstopptemperatur T_Q abgekühlt wird. Anschließend wird das Stahlflachprodukt wie zu Figur 1 bereits erläutert, zweistufig erwärmt und dann auf Raumtemperatur abgekühit.
Jede der beschriebenen Varianten kann auch mit einer Schmelztauchbeschichtungs-behandlung kombiniert werden. Dabei ist das Schmelztauchbeschichten im isothermen Halten auf Behandlungstemperatur T_B2 bzw. in der Zeitspanne t_BR2 während des Aufheizens auf die Behandlungstemperatur T_B2 enthalten, bevor das Stahlflachprodukt auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
Die Erfindung wurde anhand mehrerer Ausführungsbeispiele erprobt. Dafür wurden 14 Versuche durchgeführt. Dabei sind Proben von 14 kaltgewalzten und beschichteten Stahlbändern untersucht worden, die aus den in Tabelle 1 angegebenen Stählen A - G erzeugt worden sind. Dafür wurden zunächst in konventioneller Weise Brammen aus Schmelzen der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen erzeugt. Die Brammen wurden vor dem Warmwalzen jeweils auf eine Temperatur von 1000-1300°C erwärmt und mit den in Tabelle 2 angegebenen Bedingungen in ansonsten konventioneller Weise zu Warmbindern gewalzt und zu Warmbandcoils aufgewickelt Die Warmbinder wurden in konventioneller Weise einem Beizen unterzogen und anschließend in ebenfalls konventioneller Weise kaltgewalzt. ln Tabelle 3 sind die Bedingungen angegeben, unter welchen die Proben jeweils wärmebehandelt wurden. Die kaltgewalzten Stahlflachprodute wurden jeweils einstufig mit der in Tabelle 3 angegebenen Aufheizrate ThetaJHi auf die Haltezonentemperatur T_HZ erwärmt und für 5 bis 15 s auf derTemperaturTJHZ gehalten. Anschließend wurden die Stahlflachprodukte jeweils zweistufig zunächst mit einer ersten Abkühlrate Theta_LK, welche mehr als 0,1 K/s und gleich oder weniger als 30 K/s betrug, auf die Zwischentemperatur T_LK und dann mit einer zweiten Abköhlrate Theta_Q2 auf die Köhlstopptemperatur T_Q abgekühlt. Die Stahlflachprodukte wurden zwischen >1 Sekunde und <60 Sekunden auf T_Q gehalten und anschließend mit einer ersten Aufheizgeschwindigkeit Theta_Bl während einer Dauer t_BRi auf eine erste Behandlungstemperatur T_B1 erwärmt. Nach dem Erwärmen wurden die Stahlflachprodukte für eine Dauer t_Bl auf T_Bt gehalten und anschließend mit einer zweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_B2 über eine Dauer tJBR2 auf die zweite Behandlungstemperatur T_B2 erwärmt, mit welcher sie direkt in ein Zn-basiertes Beschichtungsbad eingeführt wurden. Die Stahlflachprodukte wurden kontinuierlich durch ein Beschichtungsbad geführt, welches eine Zusammensetzung von > 96% Zn, 0,5-2% AI, 0-2% Mg aufwies. Die Zeit t_B2, die auch das Durchlaufen der Stahlflachprodukte durch das Beschichtungsbad beinhaltet, sowie die Gesamtbehandlungsdauer sind ebenfalls in Tabelle 3 angegeben. Nach dem Beschichten wurden die Stahlflachprodukte mit einer Abkühlrate Theta_B3 von mehr als 5 K/s abgekühlt.
Nach dem Abkühlen wurden Proben zur Gefügeuntersuchung und zur Bestimmung der mechanischen Eigenschaften entnommen. Das Gefüge wurde jeweils an drei Querschliffen, welche äquidistant über die Breite des Stahlflachprodukts entnommen wurden, untersucht. Die Gefügeuntersuchung erfolgte jeweils über die Dicke des Stahlflachprodukts an mindestens drei äquidistant beabstandeten Stellen. Eine Gefügebeurteilung mittels konventioneller lichtoptischer Untersuchungsmethoden war aufgrund des sehr feinkörnigen Gefüges nicht möglich. Deshalb wurden die Anteile des primären, angelassenen Martensits (M(PRI) M_l), des sekundären Martensits (M(SEK) M_2), des Ferrits (F) und des Bainits (B) mit Hilfe eines Rasterelektronenmikroskops (REM) bei mindestens 5000-facher Vergrößerung untersucht. Die quantitative Bestimmung des Restaustenitanteils erfolgte mittels Röntgen-Beugung (XRD) gemäß ASTM E975. Die Beschreibung des Mn-armen Ferritsaums und die Messung des Mn-
Gehalts des Mn-armen Ferritsaums wurden mitels einer tomografischen Atomsonde (Atom-Probe- Tomography, API] durchgefühlt Auf diese Weise wurde auch die Breite des Mn-armen Ferritsaums, welche in Tabelle 4 mit Mn-Rand bezeichnet wird, ermittelt. Zur Ermittlung des Mn-Gehalts des Mn- armen Ferrits wurden in einem definierten Volumenelement, z. B. ein Zylinder oder ein Quader, die Anzahl der Atome bestimmt. Zur Ermittlung der Breite des Mn-armen Ferritsaums wurde an mindestens drei verschiedenen Stellen einer Probe eine Breitenmessung des Saums durchgeführt. Die Einzelwerte wurden arithmetisch gemittelt und stellen die als Breite des Mn-armen Ferritsaums bezeichnete Größe dar. Der Mn-Gehalt des Mn-armen Ferrits wird in Tabelle 4 als Mn-Gehalt Rand bezeichnet Die Länge der Karbide wurde mittels TEM ermittelt. Die Ergebnisse der Gefügeuntersuchungen sind in Tabelle 4 dargestellt.
Die Ergebnisse der Prüfung der mechanischen Eigenschaften sind in Tabelle 5 dargestellt. Die mechanischen Eigenschaften wurden jeweils an Proben untersucht, die an drei äquidistant über die Länge des Stahlflachprodukts verteilten Stellen jeweils in der Mitte der Breite des Stahlflachprodukts entnommen wurden. Dabei wurden die Dehngrenze Rp02, die Zugfestigkeit Rm und die Dehnung ASO im Zugversuch gemäß DIN EN ISO 6892-1 (Probenform 2) aus 02/2017 bestimmt. Der Biegewinkel (Bending) wurde gemäß VDA238-100 von 12/1010 bestimmt, die Lochaufweitung (HER) wurde gemäß ISO 16630 aus 10/2017 und das maximale Tiefziehverhältnis ßmax wurde gemäß DIN 8584-3 aus 09/2003 bestimmt.
Die Ergebnisse zeigen, dass Versuche mit erfindungsgemäß durchgeführtem Verfahren zu hohen Festigkeiten und gleichzeitig gutem Umformverhalten führen. So zeigen die Proben B2, B3, D7, Di, F12, F13 und G14 Biegewinkel größer 80° und Lochaufweitungswerte größer 25 %. Versuch Al zeigt, dass bei einem nicht erfindungsgemäßen Siliziumgehalt das erfindungsgemäße Gefüge nicht eingestellt werden konnte. Der hohe Anteil sekundären Martensits und der hohe Anteil Ferrit führten zu einer vergleichsweise niedrigen Streckgrenze und Zugfestigkeit Ferner lag nur ein sehr schmaler Mn- armer Ferritsaum vor, sodass auch nur ein geringer Biegewinkel und eine niedrige Lochaufweitung erreicht wurden.
Versuch B4 zeigt, dass trotz erfindungsgemäßer Stahlzusammensetzung die Umformbarkeit verschlechtert wird, wenn die Walzendtemperatur TJET und die Kühlstopptemperatur T_Q nicht erfindungsgemäß sind und der Mn-arme Ferritsaum zu schmal ist. Die Streckgrenze und die Zugfestigkeit sind zwar ausreichend hoch, aber der Biegewinkel und die Lochaufweitung sind zu gering aufgrund der zu geringen Mn-Abreicherung im Mn-armen Ferritsaum bzw. der zu geringen Mn- Anreicherung in der an den Mn-armen Ferritsaum angrenzenden Zone.
Die Versuche C5 und C6 zeigen, dass bei zu niedrigem Kohlenstoff- und Silizium-Gehalt der Anteil an Bainit (Versuch C5) oder an sekundären Martensit und Ferrit (Versuch C6) zu hoch ist und die Breite des Mn-armen Ferritsaums zu gering ist, um eine ausreichend hohe Lochaufweitung (Versuch C5) oder eine ausreichende Streckgrenze, Biegewinkei und Lochaufweitung (Versuch C6) erreichen zu können.
Versuch D8 zeigt, dass trotz erfindungsgemäßer Stahlzusammensetzung die Umformbarkeit durch zu lange Karbide verschlechtert wird, wenn die Haspeltemperatur T_HT zu hoch, die Aufheizrate Theta_Bl zu gering und die Wärmebehandlungsdauer tJBT insgesamt zu lang ist. Eine zu lang gewählte t_BT führt zu einer Überschreitung der maximalen Karbidlänge, was sich negativ auf die Lochaufweitung auswirkt.
Versuch E10 zeigt, dass bei zu geringem Siliziumgehalt und zu hoher Zeitspanne für das Abkühien nach dem Warmwalzen auf Haspeltemperatur, t_RG, der Anteil an sekundären Martensit und der Anteil an Ferrit zunimmt, was zu einem inhomogenen Gefüge und damit zu einem unzureichenden Biegewinkei und einer unzureichenden Lochaufweitung führt.
Versuch Eli zeigt, dass bei zu geringem Siiiziumgehalt und nicht erfindungsgemäßer Haspeltemperatur der Anteil sekundären Martensits zunimmt und die Karbide zu lang werden, was die Dehnung A80 und die Lochaufweitung verschlechtert Versuch Eli zeigt außerdem, dass sich sowohl eine zu niedrige Haspeltemperatur als auch eine Überschreitung der Behandiungsdauer auf T_B2, also tJBR2+t_B2 > 35 Sekunden negativ auf die Eigenschaften des Stahlflachprodukts auswirkt Gelingt es nicht, die Karbidbildung ausreichend zu unterdrücken, so bilden sich zu lange Karbide aus und es kommt zu einer vorzeitigen Rissbildung und dementsprechend schlechten Werten für die Lochaufweitung.
Figure imgf000029_0001
Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.
Tabelle 1
Figure imgf000030_0001
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.
Tabelle 2 o
n
Figure imgf000031_0002
H
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.
bo o o
Tabelle 3
t
Figure imgf000031_0001
u
Figure imgf000032_0001
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.
Tabelle 4
Figure imgf000033_0001
Unterstrichene Werte liegen außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben.
Tabelle 5

Claims

Patentansprüche
1. Stahlflachprodukt, dadurch gekennzeichnet, dass es einen Stahl enthält, der aus (in Gew.-%)
04 - 0,5 % C,
1,0 - 3,0 % Mn,
0,9 - 1,5 % Si,
bis zu 1,5 % AI,
bis zu 0,008 % N,
bis zu 0,020 % P,
bis zu 0,005 % S
0,01- 1 % Cr,
sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente
bis zu 0,2 % Mo,
bis zu 0,01 % B,
bis zu 0,5 % Cu,
bis zu 0,5 % Ni
sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % Mikrolegierungselementen
und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei gilt:
75 < (Mn2 + 55*Cr)/Cr< 3000 mit Mn: Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, Cr: Cr-Gehalt des Stahls in Gew.-%
und ein Gefüge aufweist, das aus
mindestens 80 Flächen-% Martensit, von welchem
mindestens 75 Flächen-% angelassener Martensit und höchstens 25 Flächen-% nicht angelassener Martensit ist,
mindestens 5 Volumen-% Restaustenit,
0,5 bis 10 Flächen-% Ferrit und
höchstens 5 Flächen-% Bainit
besteht, wobei im Bereich der Phasengrenze zwischen angelassenem Martensit und
Restaustenit ein Mn-armer Ferritsaum vorliegt, der eine Breite von mindestens 4 nm und höchstens 12 nm aufweist und dessen Mn-Gehalt höchstens 50% des mittleren Gesamt-Mn- Gehalts des Stahlflachprodukts beträgt, und das Stahlfiachprodukt Karbide aufweist, deren Länge gleich oder kleiner als 250 nm ist.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Zugfestigkeit Rm von 900 bis 1500 MPa, eine Dehngrenze Rp02 von mehr als 700 MPa, eine Dehnung A80 von 7 bis 25 %, einen Biegewinkel größer 80°, eine Lochaufweitung größer 25% und ein maximales
Tiefziehverhältnis ßm® für das gilt:
Figure imgf000035_0001
3,5 IO""3 X Rm + 0,5 mit Rm: Zugfestigkeit des Stahlflachprodukts in MPa, aufweist.
3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Breite des Mn- armen Ferrit Saums mindestens 8 nm beträgt.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Breite des Mn-armen Ferrit Saums höchstens 10 nm beträgt.
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Mn-Gehalt des Mn-armen Ferritsaums höchstens 30 % des mittleren Gesamt-Mn-Gehatts im Stahlflachprodukt ist.
6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Länge der Karbide kleiner als 175 nm ist.
7. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt ein maximales Tiefziehverhältnis ßmax von mindestens 1,475 aufweist.
8. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt mit einem metallischen Überzug versehen ist.
9. Verfahren zur Herstellung eines höchstfesten Stahlflachprodukts umfassend mindestens folgende Arbeitsschritte: a) Bereitstellen einer Bramme, welche aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) 0,1 - 0,5 % C, 1,0 - 3,0 % Mn, 0,9 - 1,5 % SI, bis zu 1,5 % AI, bis zu 0,008 % N, bis zu 0,020 % P, bis zu 0,005 % S, 0,01 bis 1 % Cr, sowie optional aus einem oder mehreren der folgenden Elemente: bis zu 0,2 % Mo, bis zu 0,01 % B, bis zu 0,5 % Cu, bis zu 0,5% Ni sowie optional aus in Summe 0,005 - 0,2 % Mikrolegierungselementen besteht, wobei gilt: 75 < (Mn2 + 55* Cr)/Cr < 3000 mit Mn: Mn-Gehalt des Stahls in Gew.-%, Cr Cr-Gehalt des Stahls in Gew.-%; b) Erwärmen der Bramme auf Temperaturen von 1000-1300°C und Warmwalzen der Bramme zu einem Warmband, wobei die Endwalztempera turT_ET größer als 850 °C ist; c) Abkühlen des Warmbands innerhalb von höchstens 25 s auf eine Haspeltemperatur T_HT, die 400 bis 620 °C beträgt und Aufwickeln des Warmbands zu einem Coli; d) Beizen des warmgewalzten Stahlflachprodukts; e) Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlflachprodukts; f) Erwärmen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf eine Haltezonentemperatur T_HZ, welche mindestens 15 °C oberhalb der A3-Temperatur des Stahls liegt und höchstens 950 °C beträgt, wobei das Erwärmen entweder fl) einstufig mit einer mittleren Aufheizrate von 2 - 10 K/s oder f2) zweistufig mit einer ersten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H 1 von 5 - 50 K/s bis zu einer
200 - 400 °C betragenden WendetemperaturTJV und oberhalb der WendetemperaturT_W mit einer zweiten Aufheizgeschwindigkeit Theta_H2 von 2 - 10 K/s erfolgt; g) Halten des Stahlfiachprodukts für eine Dauer t_HZ von 5 - 15 s auf der Haltezonen- temperaturT_HZ; h) Abkühlen des Stahlfiachprodukts von der Haltezonentemperatur T_HZ auf eine Kühlstopptemperatur T_Q, welche zwischen der Martensitstarttemperatur T_MS und einer Temperatur, die 175 °C kleiner als T_MS ist, liegt, mit entweder h l) einer Abkühlrate Theta_Ql, welche mindestens 30 K/s beträgt; oder h2) einer ersten Abkühlrate ThetaJLK von weniger als 30 K/s für eine erste Abkühlung auf eine Zwischentemperatur T_LK, welche nicht tiefer als 650 °C liegt, und einer zweiten Abkühlrate Theta_Q2 für eine zweite Abkühlung von T_LK auf T_Q, wobei Theta_Q2 mindestens 30 K/s beträgt; i) Halten des Stahlflachprodukts auf der Kü h Istop ptem peratu r T_Q für 1 - 60 Sekunden; j) Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer ersten Auf heizrate Theta_Bl, die zwischen 5 und 100 K/s beträgt, auf eine erste Behandlungstemperatur T_B1, die mindestens T_Q + 10 °C und höchstens 450 °C beträgt, Halten des Stahlflachprodukts auf der ersten Behandlungstemperatur T_B1 für eine Dauer t_Bl von 8,5 s bis 245 s, Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer zweiten Aufheizrate Theta_B2, die zwischen 2 und 50 K/s beträgt, auf eine zweite Behandlungstemperatur T_B2, die mindestens T_B1 + 10 °C und höchstens 500 °C beträgt, optionales Halten des Stahlflachprodukts auf der Behandlungstemperatur T_B2 für eine Dauer t_B2 von bis zu 34 s, wobei die gesamte Behandlungszeit t_BT für das Erwärmen und das isotherme Halten insgesamt zwischen 10 und 250 s beträgt; k) optionales Beschichten des Stahlflachprodukts in einem Zn-basierten Beschichtungsbad;
L) Abkühlen des Stahlflachprodukts auf Raumtemperatur mit einer Abkühlrate Theta_B3 von mindestens 5 K/s ;
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Gewicht des zu einem Coil aufgewickelten Warmbands mindestens 101 beträgt.
11. Verfahren nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass das Abkühlen des Warmbands in Arbertsschritt c) innerhalb von höchstens 18 s erfolgt.
12. Verfahren nach einem dem Ansprüche 9 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Haspeltemperatur T_HT höchsten 600 °C beträgt.
13. Verfahren nach einem dem Ansprüche 9 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Haltezeit t_Q mindestens 5 s beträgt.
14. Verfahren nach einem dem Ansprüche 9 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Kühlstopptemperatur T_Q zwischen einer Temperatur, die um 75 °C kleiner als die
Martensitstarttemperatur T_MS Ist und einer Temperatur, die um 150 °C kleiner als T_MS ist, liegt.
15. Verfahren nach einem dem Ansprüche 9 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Dauer t_BR2 für das Aufheizen auf T_B2 und die Dauer für das optionale Halten auf T_B2 zusammen höchstens 35 s beträgt.
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