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WO2016177420A1 - Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung Download PDF

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WO2016177420A1
WO2016177420A1 PCT/EP2015/059968 EP2015059968W WO2016177420A1 WO 2016177420 A1 WO2016177420 A1 WO 2016177420A1 EP 2015059968 W EP2015059968 W EP 2015059968W WO 2016177420 A1 WO2016177420 A1 WO 2016177420A1
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WO
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steel
flat
temperature
product
content
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/EP2015/059968
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English (en)
French (fr)
Inventor
Richard G. THIESSEN
Thomas Heller
Karsten MACHALITZA
Roland Sebald
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
ThyssenKrupp AG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
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Priority to US15/571,379 priority patent/US20190119774A1/en
Priority to PCT/EP2016/059960 priority patent/WO2016177763A1/de
Priority to CN201680026312.7A priority patent/CN107580634A/zh
Priority to KR1020177034819A priority patent/KR102594922B1/ko
Priority to EP16723293.3A priority patent/EP3292228B1/de
Priority to JP2017557206A priority patent/JP6788612B2/ja
Priority to ES16723293T priority patent/ES2820348T3/es
Priority to MX2017014090A priority patent/MX387461B/es
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    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
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    • C21D2211/002—Bainite
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    • C21D2211/005—Ferrite
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the invention relates to a flat steel product having an optimized combination of strength and elongation.
  • the invention relates to a method for producing such a product.
  • CA 2 734 976 A1 discloses a steel with good toughness and deformability, which should have a tensile strength of at least 980 MPa.
  • the steel contains in addition to iron and unavoidable
  • Impurities 0.17-0.73% C, up to 3.0% Si, 0.5-3.0% Mn, up to 0.1% P, up to 0.07% S, up to 3.0% Al and up to 0.010% N.
  • the sum of the Al and Si contents should be at least 0.7%.
  • the proportion of arsenic in the microstructure of the steel is 10 - 90%, the proportion of retained austenite in the range of 5 - 50%, and the proportion of ferritic bainite derived from "upper bainite” is at least 5%, the term “upper bainite” being a bainite, in The fine carbide grains are evenly distributed, as they are not found in "lower bainite”
  • Steel flat product which has a tensile strength R m of at least 1200 MPa and consists of a steel, in addition to Fe and unavoidable impurities (in
  • C 0.10-0.50%
  • Si 0.1-2.5%
  • Mn 1.0-3.5%
  • Al up to 2.5%
  • P to to 0.020%
  • S up to 0.003%
  • N up to 0.02%
  • the flat steel product has a structure with (in area%) less than 5% ferrite, less than 10% bainite, 5-70% unan Stammten martensite, 5 - 30%
  • iron carbides have a size of less than 500 nm. Due to its minimized share of
  • Superior martensite has such a nature
  • composition with a heating rate ⁇ ⁇ ⁇ , ⁇ ⁇ 2 of at least 3 ° C / s heated to above the A 3 temperature of the steel of the flat steel product and at most 960 ° C amount austenitizing temperature T HZ .
  • Austenitmaschinesdauer t H z of 20 - kept s to be then cooled to a cooling stop temperature 180th This is greater than the martensite stop temperature and less than the martensite start temperature, wherein the cooling takes place at a cooling rate which is at least equal to one depending on the
  • Partitioning temperature to be heated This can be an isothermal hold the steel flat product in the
  • Partitioning temperature (so-called “isothermal")
  • Partitioning compared to the isothermal partitioning desired slower heating rate allows a particularly accurate control of each predetermined partitioning temperature with reduced energy use.
  • the steels obtained and processed in the above-mentioned manner belong to the so-called “AHSS steels” (Advanced High Strength Steel).
  • Protective cover also has a structure, the one
  • the invention has achieved this object in that a
  • the solution according to the invention of the abovementioned object consists in that during the production of a flat steel product according to the invention at least the steps mentioned in claim 7 are completed.
  • a flat steel product according to the invention consists of a steel, in addition to iron and unavoidable impurities (in% by weight)
  • the invention is based on the recognition that by choosing a suitable alloy, a flat steel product can be obtained in which a high strength is achieved by a structure comprising at most minimal retained austenite contents and by a high proportion of tempered martensite and by finely divided non-tempered martensite is paired with a very good formability.
  • Flat steel products are at 950 - 1300 MPa with a yield strength of at least 800 MPa and can reach to the respective tensile strength.
  • the elongation A 50 of flat steel products according to the invention lies
  • Carbon has several important functions in the steel of the present invention.
  • the C content plays a major role in the formation of austenite and
  • Carbon equivalent CE has American Welding
  • the carbon equivalent should be CE
  • CE value is not more than 1.1 wt .-% to ensure good weldability.
  • a particularly good weldability can be ensured by the fact that the CE value is limited to at most 1.0 wt .-%.
  • the CE value should not be less than 0.254 wt% in order to calculate the effect of the present invention of the carbon equivalent CE
  • flat steel product is the production of cementite suppressed, would be bound by the carbon, which then no longer for the stabilization of the
  • Aluminum is added to the steel of a flat steel product according to the invention in the steelmaking process for deoxidizing and for setting any nitrogen present.
  • AI can also be used for the suppression of cementite.
  • the austenitizing temperature also increases. Therefore, the Al content is one for an invention
  • Steel flat product provided steel limited to 0.01 to 1.5 wt .-%. If low austenitizing temperatures are to be ensured, it may be expedient to limit the Al content to a maximum of 0.1% by weight.
  • PCT / EP2015 / 059968 the sum of the contents of AI and Si in the steel of a
  • flat steel product are limited to at most 1.7 wt .-%, with upper limits of at most 1.5 wt .-% have proven to be particularly favorable, especially with regard to an optimization of the weldability.
  • Manganese is important for the hardenability of the steel of a flat steel product according to the invention and also prevents the formation of unwanted perlite during the process
  • Mn content a range of 1.0 to 3.0 wt .-%, in particular at least 1.5 wt .-% or at most 2.4 wt .-% provided.
  • Phosphorus has an unfavorable effect on the weldability of a flat steel product according to the invention.
  • the P content should be as low as possible, in any case not exceed 0.02 wt .-%, in particular less than 0.02 wt .-% or less than 0.018 wt .-% amount.
  • the presence of effective levels of sulfur in the steel of a flat steel product according to the invention would lead to the formation of sulphides, in particular MnS or (Mn, Fe) S, which would have a negative effect on the elongation.
  • the S content of the steel should be kept as low as possible, but not higher than 0.005 wt .-%, in particular less than 0.005 wt .-% or less than 0.003 wt .-% amount.
  • the N content of the steel of a flat steel product according to the invention is limited to at most 0.008 wt .-%.
  • the N content should be avoided to avoid any negative
  • Chromium in amounts of up to 1.0 wt .-% can in
  • Steel provided according to the invention can optionally be used as an effective inhibitor of perlite and also contributes to the strength.
  • At contents of more than 1.0% by weight Cr there is the danger of pronounced grain boundary oxidation.
  • At least 0.05 wt .-% are required.
  • the presence of Cr in the steel has a particularly favorable effect
  • flat molybdenum product also contain molybdenum in amounts of 0.05 to 0.2 wt .-%. Mo in these grades
  • the steel of a flat steel product according to the invention may further optionally contain levels of one or more
  • Ti contents of at least 0.005 wt .-% and Nb contents of at least 0.001 wt .-% lead each alone or in combination with each other to freeze the grain and
  • Ti may also be used to set the nitrogen present in the steel to allow for the action of other alloying elements, particularly boron. Too high
  • the boron also optionally present in the steel of a flat steel product according to the invention segregates on the
  • the flat steel product according to the invention can be provided with a metallic protective coating. This can be applied in particular by hot dip coating.
  • coatings based on Zn are suitable for a flat steel product according to the invention.
  • the method according to the invention for producing a high-strength steel flat product comprises the following
  • Austenitizing temperature T H z wherein the heating up to a 200 - 400 ° C amounting inflection point temperature T w with a heating rate ⁇ ⁇ ⁇ of 5 - 25 K / s and then to Austenitmaschinestemperatur T HZ with a heating rate ⁇ ⁇ 2 of at least 2 - 10 ° K / s takes place; c) holding the flat steel product in the
  • Cooling time t k from 50 - 300 s to one
  • Cooling stop temperature T Q for which applies:
  • Total treatment time t B of 10 - 1000 s at a treatment temperature T B which is at least equal to the cooling stop temperature T Q and not higher than 550 ° C, in particular not higher than 500 ° C, is maintained. or g.2) the flat steel product starting from the
  • Cooling stop temperature T Q is heated to a 450 - 500 ° C treatment temperature T B , the steel flat product then optionally at this treatment temperature T B over a
  • Holding period t B is held isothermally, wherein the heating to the treatment temperature T B with a heating rate ⁇ ⁇ ⁇ of less than 80 ° K / s and takes place as the sum of the heating time required for the heating t BR and the Holding time t B i formed total treatment time t B T is 10 - 1000 s, and wherein the
  • Steel flat product is passed through a melt bath after being treated to coat it with a Zn-based metallic protective coating; h) from the treatment temperature T B outgoing cooling at a cooling rate ⁇ ⁇ 2 of more than 5 K / s.
  • step a) becomes a flat steel product
  • provided flat steel product may be
  • Austenitizing temperature T H z (step b)) are basically two interruption-free successive steps possible, the flat steel product in the first step with a heating rate ⁇ ⁇ ⁇ of
  • the heating to the austenitizing temperature can also be in a course with a 5-10 K / s constant amounts
  • Heating rates ⁇ ⁇ ⁇ and ⁇ ⁇ 2 in step b) are then the same.
  • the austenitizing temperature T H z must be above the A 3 temperature.
  • the A 3 temperature is
  • a 3 [° C] 910 - 203V% C - 15, 2% +44, 7% Si + 31, 5% Mo-21, 1% Mn with% C: C content of the steel,
  • the alloy of the steel selected according to the invention makes it possible to limit the austenitizing temperature T H z to a maximum of 950 ° C., and thus allows for the
  • Austenitizing t H z may be less than 15 s to avoid any unwanted grain growth.
  • step d) follows one of the
  • Cooling can be about 50 - 300 seconds and extend must end at an intermediate temperature T K, which is not lower than 680 ° C in order to avoid the undesirable formation of ferrite. Up is the
  • the steel flat product is quenched in step e) with a high cooling rate 0 Q to an analysis-dependent cooling stop temperature T Q.
  • the high cooling rate 9 Q can be achieved, for example, with a modern Gasj etkühlung.
  • the minimum cooling rate Q 9 which is necessary in order to avoid the ferritic and bainitic transformation, is more than 30 K / s.
  • Cooling stop temperature T Q is, is up by the martensite start temperature T MS , and down by a 175 ° C below the martensite start temperature T M s temperature (T (T MS -175 ° C) ⁇ T Q ⁇ T MS ).
  • the martensite start temperature can be estimated by the following equation (alloy contents
  • step f the flat steel product over a holding time t Q of 10 - 60 seconds on the
  • step g) completed heat treatment of
  • Essentially consists of two different types of martensite, namely tempered martensite and unannealed martensite.
  • step g) comprises two
  • the temperature control in both variants g.l), g.2) of step g) is in each case selected such that the retained austenite present in the structure with carbon from the supersaturated martensite is enriched.
  • Total treatment time t B deliberately suppressed This is 10 - 1000 seconds to a sufficient
  • treating the flat steel product in the step g) comprises an over the total processing time t B T extending holding the flat steel product at a treatment temperature T B which is at least equal to the cooling stop temperature T Q, and not higher than 550 ° C, wherein a cooling stop temperature T Q of at most 500 ° C has proven to be particularly favorable.
  • the treatment temperature T B may also be higher than the cooling stop temperature T Q.
  • the steel flat product starting from the cooling stop temperature T Q to the respective
  • Heating rate ⁇ ⁇ 1 should be done.
  • step g the flat steel product with a
  • T B treatment temperature
  • the formation of carbides and the decomposition of retained austenite is targeted by the inventive limitation of the total treatment time t BT
  • Step g) from the time required for the heating heating time t B R and the holding time t B i composed over which the flat steel product isothermally in the
  • Temperature T B is maintained. At a sufficiently slow rate of heating ⁇ ⁇ ⁇ the isothermal holding can also be omitted, so the holding time t B i be equal to "0".
  • the flat steel product passes through the following
  • Treatment temperature T B a hot-dip coating in which it is coated with a Zn coating.
  • the treatment temperature T B can be chosen so that it corresponds to the inlet temperature with which the
  • Steel flat product is to enter into the respective melt bath. Typically, this is the
  • Treatment temperatures T B in the range of 450 - 500 ° C.
  • the flat steel product according to the invention has a structure that
  • microstructure of a flat steel product according to the invention is very fine with an average particle size of less than 2 ⁇ and can hardly be assessed by means of conventional optical microscopy. Therefore, a judgment by means of scanning electron microscopy (SEM) and a
  • the maximum permissible residual austenite content can only be determined with difficulty at high magnification by light microscopy or scanning electron microscopy. Therefore, a quantitative determination of retained austenite by means of X-ray diffraction (XRD) is recommended (according to ASTM E975), according to which the retained austenite content is given in% by volume.
  • XRD X-ray diffraction
  • the distortion of the crystal lattice can also be used. This lattice distortion is very important for the initial resistance to plastic deformation.
  • Lattice distortion is the electron backscatter diffraction (EBSD).
  • EBSD electron backscatter diffraction
  • Measuring point is compared with the neighboring points.
  • the KAM is evaluated by the third neighbor points.
  • An inventive flat steel product must have a KAM average of a
  • the invention is based on
  • Samples 1-43 are conventionally produced steel sheets
  • CE % C + (% Si +% n) / 5 + (% Cr +% Mo) / 6 with% C the respective C-, with% Si the respective Si, with% Mn the respective Mn-, with% Cr the respective Cr, with% Mo the respective Mo and with% A1 the respective Al content of the steels A - G have been calculated.
  • the steels E, F and G therefore did not fulfill the requirements for the coordination of the alloying elements and austenitic alloy elements which are determined by the factor ⁇ according to the invention.
  • Cooling rate 9 Q were used in which the samples 1 - 43 have been cooled to a cooling stop temperature T Q , which was lower by up to 175 ° C than the martensite TMS of the respective steel A - G of the samples 1 - 43. At the cooling stop temperature T Q , the samples 1 - 43 have been held for a holding period t Q of 10 - 60 s, followed by a
  • Elongation at break A 50 (according to DIN EN ISO 6892, sample form 1), the product Rm * A 50 , and the hole spreading ratios ⁇ , ⁇ 2 (according to ISO 16630) have been determined.
  • the microstructural fractions of ferrite "F”, tempered martensite “AM”, retained austenite “RA”, unannealed martensite “M” and bainite “B”, and the kernel average misorientation value "KAM” were determined.
  • the respective property values are given in Table 3 for each of Samples 1-43.
  • Formability can adversely affect.
  • Comparative Examples F39-F42 show the effects of a too low ⁇ -factor, which also leads to deviations from the desired microstructure.

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Abstract

Die Erfindung stellt ein Stahlflachprodukt zur Verfügung, das eine Zugfestigkeit Rm ≥ 950 MPa, eine Dehngrenze ≥ 800 MPa und eine Bruchdehnung A50≥ 8 % besitzt. Dabei besteht das Stahlflachprodukt aus einem Stahl, der (in Gew.-%) 0,05 - 0,20 % C, 0,2 - 1,5 % Si, 0,01 - 1,5 % AI, 1,0 - 3,0 % Mn, ≤ 0,02 % P, ≤ 0,005 % S, ≤ 0,008 % N, sowie jeweils optional 0,05 - 1,0 %, 0,05 - 0,2 % Mo, 0,005 - 0,2 % Ti, 0,001 - 0,05 % Nb, 0,0001 - 0,005 % B, Rest Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen, enthält. Dabei gilt 1,5 ≤ ψ ≤ 3, mit ψ= (%C+%Mn/5+%Cr/6) / (%Al+%Si) und %C, %Mn, %Cr, %Al, %Si jeweiliger C-, Mn-, Cr-, AI- bzw. Si-Gehalt des Stahls. Gleichzeitig weist das Stahlflachprodukt ein Gefüge auf, das aus (in Flächen-%) ≤ 5 % Bainit, ≤ 5 % polygonalen Ferrit, ≥ 90 % Martensit sowie ≤ 2 Volumen-% Restaustenit besteht, wobei mindestens die Hälfte des Martensits angelassener Martensit ist. Die Erfindung nennt auch ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.

Description

Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
Die Erfindung betrifft ein Stahlflachprodukt, das eine optimierte Kombination aus Festigkeit und Dehnung besitzt.
Ebenso betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Produkts.
Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, sind damit Stahlbänder, -bleche oder daraus gewonnene Blechzuschnitte, wie Platinen gemeint.
Sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt, sind im
vorliegenden Text und in den Ansprüchen die Gehalte an bestimmten Legierungselementen jeweils in Gew.-% und die Anteile an bestimmten Gefügebestandteilen in Flächen-% angegeben .
Aus der CA 2 734 976 AI (WO 2010/029983 AI) ist ein Stahl mit guter Zähigkeit und Verformbarkeit bekannt, der eine Zugfestigkeit von mindestens 980 MPa aufweisen soll. Der Stahl enthält dazu neben Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen (in Gew.-%) 0,17 - 0,73 % C, bis zu 3,0 % Si, 0,5 - 3,0 % Mn, bis zu 0,1 % P, bis zu 0,07 % S, bis zu 3,0 % AI und bis zu 0,010 % N. Dabei soll die Summe der Al- und Si-Gehalte mindestens 0,7 % betragen. Gleichzeitig soll, jeweils in Bezug auf die Gesamtheit aller
Mikrostrukturbestandteile, der artensitanteil im Gefüge des Stahls 10 - 90 %, der Anteil an Restaustenit im Bereich von 5 - 50 % und der Anteil an ferritischem Bainit, der aus „oberem Bainit" stammt, mindestens 5 % betragen. Als „oberer Bainit" wird dabei ein Bainit bezeichnet, in dem feine Karbidkörner gleichmäßig verteilt vorhanden sind, wie sie bei „unterem Bainit" nicht zu finden sind. Höhere
Gehalte an oberem Bainit von 17 % und mehr werden als vorteilhaft angesehen, um die angestrebten hohen
Restaustenitgehalte im Gefüge zu erzeugen.
Aus der EP 2 524 970 AI ist des Weiteren ein
Stahlflachprodukt bekannt, das eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 1200 MPa besitzt und aus einem Stahl besteht, der neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in
Gew.-%) C: 0,10 - 0,50 %, Si: 0,1 - 2,5 %, Mn: 1,0 - 3,5 %, AI: bis zu 2,5 %, P: bis zu 0,020 %, S: bis zu 0,003 %, N: bis zu 0,02 %, sowie optional eines oder mehrere der
Elemente "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" in folgenden
Gehalten: Cr: 0,1 - 0,5 %, Mo: 0,1 - 0,3 %, V: 0,01 - 0,1 %, Ti: 0,001 - 0,15 %, Nb : 0,02 - 0,05 % enthält. Dabei gilt für die Summe I(V,Ti,Nb) der Gehalte an V, Ti und Nb gilt Z(V,Ti,Nb) < 0,2 %, B: 0,0005 - 0,005 %, Ca: bis zu 0,01 %. Gleichzeitig weist das Stahlflachprodukt ein Gefüge mit (in Flächen-%) weniger als 5 % Ferrit, weniger als 10 % Bainit, 5 - 70 % unangelassenem Martensit, 5 - 30 %
Restaustenit und 25 - 80 % angelassenem Martensit auf, wobei mindestens 99 % der im angelassenen Martensit
enthaltenen Eisenkarbide eine Größe von weniger als 500 nm aufweisen. Aufgrund seines minimierten Anteils an
überangelassenen Martensit weist ein solcherart
beschaffenes Stahlflachprodukt eine optimierte
Verformbarkeit auf. Ebenso ist aus der EP 2 524 970 AI ein Verfahren zur
Herstellung eines Stahlflachprodukts der voranstehend erläuterten Art bekannt. Bei diesem Verfahren wird zunächst ein Stahlflachprodukt mit der voranstehend genannten
Zusammensetzung mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θΗι, θΗ2 von mindestens 3 °C/s auf eine oberhalb der A3-Temperatur des Stahls des Stahlflachprodukts liegende und höchstens 960 °C betragende Austenitisierungstemperatur THZ erwärmt. Dort wird das Stahlflachprodukt über eine
Austenitisierungsdauer tHz von 20 - 180 s gehalten, um anschließend auf eine Kühlstopptemperatur abgekühlt zu werden. Diese ist größer als die Martensitstopptemperatur und kleiner als die Martensitstarttemperatur , wobei die Abkühlung mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit erfolgt, die mindestens gleich einer in Abhängigkeit von den
Legierungsgehalten des Stahls bestimmten
Mindestabkühlgeschwindigkeit ist. Dann wird das
Stahlflachprodukt für 10 - 60 s auf der Kühlstopptemperatur gehalten, um dann mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit von
2 - 80 °C/s auf eine 400 - 500 °C betragende
Partitioningtemperatur erwärmt zu werden. Daran kann sich ein isothermes Halten des Stahlflachprodukts bei der
Partitioningtemperatur über bis zu 500 s anschließen.
Darauf folgend wird das Stahlflachprodukt mit einer
3 - 25 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit abgekühlt.
Bei dem voranstehend erläuterten bekannten Verfahren wird durch das Erwärmen und das optional zusätzlich
durchgeführte Halten bei der Partitioningtemperatur der Restaustenit im Gefüge des Stahlflachprodukts mit
Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensxt angereichert. Dieser Vorgang wird in der Fachsprache auch als "Partitionieren des Kohlenstoffs" oder "Partitioning" bezeichnet. Das Partitioning kann bereits während des
Aufheizens als so genanntes "Ramped Partitioning", durch das nach dem Erwärmen durchgeführte Halten bei der
Partitioningtemperatur (so genanntes "Isothermes"
Partitioning) oder durch eine Kombination von Isothermem und Ramped Partitioning erfolgen. Die beim Ramped
Partitioning im Vergleich zum Isothermen Partitioning angestrebte langsamere Erwärmungsgeschwindigkeit erlaubt eine besonders genaue Ansteuerung der jeweils vorgegebenen Partitioningtemperatur bei vermindertem Energieeinsatz.
Die in der voranstehend erläuterten Weise beschaffenen und verarbeiteten Stähle zählen zu den so genannten "AHSS- Stählen" (Advanced High Strength Steel) .
Moderne Varianten dieser Stähle und daraus hergestellte Stahlflachprodukte besitzen eine sehr hohe Festigkeit bei gleichzeitig hoher Dehnung und eignen sich daher besonders für die Herstellung sicherheitsrelevanter Komponenten von Automobilkarosserien, die im Fall eines Crashs
Verformungsenergie absorbieren sollen. Allerdings zeigt sich in der Praxis, dass hohe Restaustenitgehalte im Gefüge solcher Stähle zwar deren uniaxiale Dehnung durch den bekannten TRIP-Effekt verbessern können, dass es mit ihnen jedoch nicht zuverlässig gelingt, eine in alle Richtungen gleichermaßen gute Verformbarkeit zu erzielen, wie sie beispielsweise durch ein gutes Lochaufweitungsverhalten gekennzeichnet ist.
Vor diesem Hintergrund ist die Aufgabe entstanden, ein Stahlflachprodukt zu schaffen, das nicht nur eine
optimierte Kombination aus hoher Festigkeit und Dehnung besitzt, sondern bei verbesserten Gebrauchseigenschaften, wie einer guten Schweißeignung, Oberflächenbeschaffenheit und Eignung zur Beschichtung mit einem metallischen
Schutzüberzug, auch ein Gefüge aufweist, das eine
optimierte Verformbarkeit unabhängig von der Ausrichtung der Verformung gewährleistet.
Ebenso sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts angegeben werden.
In Bezug auf das Stahlflachprodukt hat die Erfindung diese Aufgabe dadurch gelöst, dass ein erfindungsgemäßes
Stahlflachprodukt mindestens die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale besitzt.
In Bezug auf das Verfahren besteht die erfindungsgemäße Lösung der oben genannten Aufgabe darin, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens die in Anspruch 7 genannten Arbeitsschritte absolviert werden.
Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen
erläutert .
Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich demnach durch eine Zugfestigkeit Rm von mindestens
950 MPa, eine Dehngrenze von mindestens 800 MPa und eine gemäß DIN EN ISO 6892, Probenform 1, ermittelte
Bruchdehnung A50 von mindestens 8 % aus. Dabei besteht ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew. -%)
C: 0,05 - 0,20 %,
Si : 0,2 - 1,5 % ,
AI : 0,01 - 1,5 % ,
Mn: 1,0 - 3,0 %,
P: bis zu 0, 02 %,
S: bis zu 0,005 %,
N: bis zu 0,008 %,
sowie optional eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo, Ti, Nb, B" in folgenden Gehalten:
Cr: 0,05 - 1,0 %,
Mo: 0,05 - 0,2 %,
Ti: 0,005 - 0,2 %,
Nb: 0, 001 - 0,05 %,
B: 0,0001 - 0,005
enthält ,
wobei für das Verhältnis
ψ = (%C + %Mn/5 + %Cr/6) / (%A1 + %Si)
mit %C: jeweiliger C-Gehalt des Stahls
%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls
%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Stahls
%A1 : jeweiliger Al-Gehalt des Stahls
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls
gilt
1,5 < ψ < 3 und wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das aus
- höchstens 5 Flächen-% Bainit,
- höchstens 5 Flächen-% polygonalen Ferrit,
- höchstens 2 Volumen-% Restaustenit , und
- mindestens 90 Flächen-% Martensit besteht, wobei mindestens die Hälfte des Martensits angelassener Martensit ist.
Die Erfindung beruht auf der Erkenntnis, dass durch die Wahl einer geeigneten Legierung ein Stahlflachprodukt erhalten werden kann, bei dem durch ein Gefüge, das allenfalls minimale Restaustenitgehalte umfasst und durch einen hohen Anteil an angelassenem Martensit und durch feinstverteilten nichtangelassenem Martensit gekennzeichnet ist, eine hohe Festigkeit mit einer sehr guten Umformbarkeit gepaart ist.
Typische Zugfestigkeiten Rm von erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukten liegen bei 950 - 1300 MPa bei einer Dehngrenze, die mindestens 800 MPa beträgt und bis an die jeweilige Zugfestigkeit reichen kann. Die Dehnung A50 von erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten liegt
typischerweise bei 8 - 20 %. Gleichzeitig erreicht ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt im
LochaufWeitungsversuch gemäß ISO 16630 regelmäßig
LochaufWeitungsverhältnisse von mindestens 30 %.
Diese Eigenschaftskombinationen gelingen gemäß der
Erfindung durch die exakt bemessene Zugabe von
kostengünstigen Legierungsbestandteilen. Diese sind so aufeinander abgestimmt, dass die angestrebten
mechanischen Eigenschaften sicher erreicht werden und das erhaltene Stahlflachprodukt gleichzeitig eine gute Schweiß- und Beschichtbarkeit zeigt. Wesentliche Bedeutung hat hier die Einstellung eines geeigneten Verhältnisses zwischen den Elementen, die die Austenitbildung und Härtbarkeit des Stahls beeinflussen, und den Elementen, die die Karbidbildung unterdrücken. Dieses Verhältnis wird bei einer erfindungsgemäßen
Legierung anhand des Faktors ψ eingestellt, in den der jeweilige C-, Mn-, Cr-, AI- und Si-Gehalt des Stahls einfließt. Der Faktor ψ soll dabei nicht kleiner als 1,5 sein. Zu hohe Gehalte an Silizium oder Aluminium würden sich negativ auf die Beschichtbarkeit (Silizium) oder auf die Vergießbarkeit des Stahls auswirken. Bei
unzureichenden Gehalten an Kohlenstoff, Mangan oder Chrom würde die geforderte Festigkeit nicht erreicht. Zu viel Kohlenstoff und Mangan können zu einem erhöhten Restaustenitgehalt führen, was wiederum in einer
geringeren Umformbarkeit resultieren würde. Dies wird dadurch vermieden, dass als Obergrenze für den Bereich, in dem der ψ-Faktor eines erfindungsgemäßen Stahls liegt, der Wert auf 3,0 gesetzt ist.
Kohlenstoff hat im erfindungsgemäßen Stahl mehrere wichtige Funktionen. Zum einen spielt der C-Gehalt eine große Rolle bei der Bildung des Austenits und
Einstellung der A3-Temperatur . Ein ausreichender C-Gehalt ermöglicht eine volle Austenitisierung schon bei
Temperaturen von weniger als 930 °C. Beim anschließenden Abschrecken wird der Restaustenit durch Kohlenstoff stabilisiert. Diese Stabilisierung kann durch einen zusätzlichen Wärmebehandlungsschritt unterstützt werden, wie ihn die Erfindung beim erfindungsgemäßen Verfahren vorsieht. Auch die Festigkeit des Martensits wird stark vom C-Gehalt des Stahls beeinflusst. Auf der anderen Seite wird die Martensitstarttemperatur mit steigendem C-Gehalt zu immer tieferen Temperaturen verschoben, was zu Herausforderungen bei der Produktion führt. Aus
diesen Gründen sieht die Erfindung im Stahl eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts einen C-Gehalt von 0,05 - 0,2 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,065 Gew.-% C, vor, wobei in der Praxis die positive Wirkung von C im erfindungsgemäßen Stahl dann besonders sicher genutzt werden kann, wenn der C-Gehalt 0,07 - 0,19 Gew.-%
beträgt .
Zur jeweils konkreten Bemessung des jeweiligen C-Gehalts innerhalb der erfindungsgemäß vorgesehenen Grenzen kann auch das so genannte Kohlenstoffäquivalent "CE"
herangezogen werden, dessen Wert entscheidend vom C- Gehalt beeinflusst wird. Zur Berechnung des
Kohlenstoffäquivalents CE hat die American Welding
Society folgende Formel vorgeschlagen:
CE = %C + (%Si+%Mn)/5 + (%Cr+%Mo)/6 mit %C: jeweiliger C-Gehalt des Stahls
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls
%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls
%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Stahls
%Mo: jeweiliger Mo-Gehalt des Stahls
Erfindungsgemäß sollte das Kohlenstoffäquivalent CE
höchstens 1,1 Gew.-% betragen, um eine gute Schweißbarkeit zu gewährleisten. Eine besonders gute Schweißeignung lässt sich dabei dadurch gewährleisten, dass der CE-Wert auf höchstens 1,0 Gew.-% beschränkt wird. Allerdings sollte der CE-Wert nicht weniger als 0,254 Gew.-% betragen, um die Wirkung der erfindungsgemäß vorgesehenen, in die Berechnung des Kohlenstoffäquivalents CE einfließenden
Legierungselemente zu erhalten.
Durch Anwesenheit von Silizium im Stahl eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts wird die Entstehung von Zementit unterdrückt, durch den Kohlenstoff gebunden würde, der dann nicht mehr für die Stabilisierung des
Restaustenits zur Verfügung stehen würde, und durch den die Dehnung verschlechtert würde. Dieselbe Wirkung kann auch durch Zulegieren von AI erreicht werden. Jedoch sollte ein Minimum von 0,2 Gew.-% im erfindungsgemäß vorgesehenen Stahl vorhanden sein. Si-Gehalte von mehr als 1,5 Gew.-% würden sich jedoch negativ auf die Oberflächenqualität eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auswirken. Daher beträgt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt der Si-Gehalt 0,2 - 1,5 Gew.-%, wobei sich für die Praxis Si- Gehalte von mindestens 0,25 Gew.-% oder höchstens 0,95 Gew.-% als besonders günstig herausgestellt haben.
Aluminium wird bei der Stahlerzeugung zur Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zugegeben. AI kann zudem auch für die Unterdrückung von Zementit verwendet werden. Allerdings steigt bei Anwesenheit höherer Gehalte an AI auch die Austenitisierungstemperatur. Daher ist der Al-Gehalt eines für ein erfindungsgemäßes
Stahlflachprodukt vorgesehenen Stahls auf 0,01 - 1,5 Gew.-% beschränkt. Sollen niedrige Austenitisierungstemperaturen gewährleistet werden, so kann es zweckmäßig sein, den Al- Gehalt auf maximal 0,1 Gew.-% zu beschränken.
Um jede negative Auswirkung von Si und AI im
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auszuschließen, kann - -
PCT/EP2015/059968 die Summe der Gehalte an AI und Si im Stahl eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 1,7 Gew.-% beschränkt werden, wobei sich hier Obergrenzen von höchstens 1,5 Gew.-% insbesondere im Hinblick auf eine Optimierung der Schweißeignung als besonders günstig herausgestellt haben.
Mangan ist wichtig für die Härtbarkeit des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und verhindert zudem die Entstehung von unerwünschtem Perlit während der
Abkühlung. Die Anwesenheit von Mn ermöglicht so die Bildung eines für die Entstehung des erfindungsgemäß
vorgeschriebenen Gefüges geeigneten Ausgangsgefüges
(Martensit und Restaustenit ) . Eine zu hohe Mn- Konzentration würde sich allerdings negativ auf die Dehnung und die Schweißbarkeit des Stahls auswirken. Daher ist für den Mn-Gehalt erfindungsgemäß ein Bereich von 1,0 - 3,0 Gew.-%, insbesondere mindestens 1,5 Gew.-% oder höchstens 2,4 Gew.-% vorgesehen.
Phosphor wirkt sich ungünstig auf die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts aus. Der P-Gehalt soll so gering wie möglich sein, jedenfalls 0,02 Gew.-% nicht überschreiten, insbesondere weniger als 0,02 Gew.-% oder weniger als 0,018 Gew.-% betragen.
Die Anwesenheit wirksamer Gehalte Schwefel würde im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zur Bildung von Sulfiden, insbesondere MnS bzw. (Mn,Fe)S führen, welche sich negativ auf die Dehnung auswirken würde. Um dies zu vermeiden, sollte der S-Gehalt des Stahls so gering wie möglich gehalten werden, jedenfalls aber nicht höher als 0,005 Gew.-%, insbesondere weniger als 0,005 Gew.-% oder weniger als 0,003 Gew.-% betragen.
Um die Bildung von Nitriden, die schädlich für die
Umformbarkeit sein könnten, zu vermeiden, ist der N-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf höchstens 0,008 Gew.-% beschränkt. Vorteilhafterweise sollte der N-Gehalt zur Vermeidung jedes negativen
Einflusses unterhalb von 0,008 Gew.-% liegen, insbesondere weniger als 0,006 Gew.-% betragen.
Chrom in Gehalten von bis zu 1,0 Gew.-% kann im
erfindungsgemäß vorgesehenen Stahl optional als effektiver Inhibitor des Perlits genutzt werden und trägt zudem zur Festigkeit bei. Bei Gehalten von mehr als 1,0 Gew.-% Cr besteht die Gefahr von ausgeprägter Korngrenzenoxidation. Um die positive Wirkung von Cr nutzen zu können, sind mindestens 0,05 Gew.-% erforderlich. Besonders günstig wirkt sich die Anwesenheit von Cr im Stahl eines
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts aus, wenn mindestens 0,15 Gew.-% Cr vorhanden sind, wobei eine optimale Wirkung bei Gehalten von bis zu 0,8 Gew.-% erreicht wird.
Optional kann der Stahl eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts zusätzlich auch Molybdän in Gehalten von 0,05 - 0,2 Gew.-% enthalten. Mo in diesen Gehalten
unterdrückt ebenfalls die Bildung von unerwünschtem Perlit besonders wirksam.
Der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann des Weiteren optional Gehalte an einem oder mehreren
Mikrolegierungselementen enthalten, um die Festigkeit durch die Bildung sehr fein verteilter Karbide zu unterstützen. Als besonders geeignet herausgestellt haben sich hierfür Gehalte an Ti und Nb.
Ti-Gehalte von mindestens 0,005 Gew.-% und Nb-Gehalte von mindestens 0,001 Gew.-% führen jeweils alleine oder in Kombination miteinander zum Einfrieren der Korn- und
Phasengrenzen während der Wärmebehandlung, die ein
erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt bei seiner
erfindungsgemäßen Herstellung durchläuft. Ti kann darüber hinaus zum Abbinden des im Stahl vorhandenen Stickstoffs genutzt werden, um eine Wirkung anderer Legierungselemente, insbesondere Bor, zu ermöglichen. Eine zu hohe
Konzentration an Mikrolegierungselementen würde jedoch zu überdimensionierten Karbiden führen, durch die bei hohen Umformgraden Risse initiiert werden könnten. Daher ist der Ti-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukts auf maximal 0,2 Gew.-% und sein Nb- Gehalt auf maximal 0,05 Gew.-% beschränkt, wobei es sich zur Vermeidung von negativen Einflüssen der Anwesenheit von Mikrolegierungselementen als vorteilhaft herausgestellt hat, wenn die Summe der Gehalte an Nb und Ti 0,2 Gew.-% nicht übersteigt.
Das ebenfalls optional im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts vorhandene Bor segregiert auf die
Phasengrenzen und bremst deren Bewegung. Dies führt zu einem feinkörnigen Gefüge, was sich vorteilhaft auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt. Damit die Wirkung von B genutzt werden kann, kann dem Stahl, wie voranstehend erwähnt, Ti zulegiert werden. Um die positive Wirkung von B nutzen zu können, muss der erfindungsgemäß vorgesehene Stahl mindestens 0,0001 Gew.-% B enthalten. Bei Gehalten von mehr als 0,005 Gew.-% kann keine Steigerung der positiven Wirkung von B mehr festgestellt werden.
Um es gegen korrosive Angriffe zu schützen, kann das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt mit einem metallischen Schutzüberzug versehen sein. Dieser kann insbesondere durch Schmelztauchbeschichten aufgebracht sein. Dabei eignen sich für ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt insbesondere Beschichtungen auf Zn-Basis.
Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines hochfesten Stahlflachprodukts umfasst folgende
Arbeitsschritte : a) Bereitstellen eines gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5 ausgebildeten, unbeschichteten Stahlflachproduktes; b) Erwärmen des Stahlflachproduktes auf eine oberhalb der AC3-Temperatur des Stahls des Stahlflachprodukts
liegende und höchstens 950 °C betragende
Austenitisierungstemperatur THz, wobei die Erwärmung bis zu einer 200 - 400 °C betragenden Wendepunkttemperatur Tw mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θΗι von 5 - 25 K/s und anschließend bis zur Austenitisierungstemperatur THZ mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit ΘΗ2 von mindestens 2 - 10 °K/s erfolgt; c) Halten des Stahlflachprodukts bei der
Austenitisierungstemperatur THz über eine
Austenitisierungsdauer tHz von 5 - 15 s; d) erstes Abkühlen des Stahlflachprodukts über eine
Abkühldauer tk von 50 - 300 s auf eine
Zwischentemperatur TK von nicht weniger als 680 °C; e) von der Zwischentemperatur TK ausgehendes Abschrecken des Stahlflachprodukts mit einer mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine
Kühlstopptemperatur TQ für die gilt:
(TMS - 175 °C) < TQ < TMS
mit TMS = Martensitstarttemperatur des Stahls, aus dem das Stahlflachprodukt besteht; f) Halten des Stahlflachprodukts auf der
Kühlstopptemperatur TQ für eine Haltedauer tQ von
10 - 60 s; g) Behandeln des auf die Kühlstopptemperatur TQ
abgeschreckten Stahlflachprodukts , g.l) wobei das Stahlflachprodukt über eine
Gesamtbehandlungsdauer tB von 10 - 1000 s bei einer Behandlungstemperatur TB, die mindestens gleich der Kühlstopptemperatur TQ und nicht höher als 550 °C, insbesondere nicht höher als 500 °C, ist, gehalten wird . oder g.2) wobei das Stahlflachprodukt ausgehend von der
Kühlstopptemperatur TQ auf eine 450 - 500 °C betragende Behandlungstemperatur TB erwärmt wird, wobei das Stahlflachprodukt anschließend optional bei dieser Behandlungstemperatur TB über eine
Haltedauer tBi isotherm gehalten wird, wobei die Erwärmung auf die Behandlungstemperatur TB mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θΒι von weniger als 80 °K/s erfolgt und die als Summe der für die Erwärmung benötigte Erwärmungszeit tBR und der Haltedauer tBi gebildete Gesamtbehandlungsdauer tBT 10 - 1000 s beträgt, und wobei das
Stahlflachprodukt nach dem Behandeln durch ein Schmelzenbad geleitet wird, um es mit einem metallischen Schutzüberzug auf Zn-Basis zu überziehen; h) von der Behandlungstemperatur TB ausgehendes Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit ΘΒ2 von mehr als 5 K/s.
Das Prinzip der erfindungsgemäßen Verfahrensweise ist in dem als Fig. 1 beigefügten Diagramm verdeutlicht.
Im Arbeitsschritt a) wird ein Stahlflachprodukt
bereitgestellt, das aus einem Stahl mit der voranstehend erläuterten Zusammensetzung besteht. Bei dem
bereitgestellten Stahlflachprodukt kann es sich
insbesondere um ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt handeln. Jedoch ist es auch denkbar, ein warmgewalztes Stahlflachprodukt in erfindungsgemäßer Weise zu
verarbeiten .
Für das Aufheizen des Stahlflachprodukts auf die
Austenitisierungstemperatur THz (Arbeitsschritt b) ) sind prinzipiell zwei unterbrechungsfrei aufeinander folgende Schritte möglich, wobei das Stahlflachprodukt im ersten Schritt mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit ΘΗι von
5 - 25 K/s bis zu einer Wendepunkttemperatur Tw erwärmt wird, die 200 - 400 °C beträgt. Anschließend wird die Erwärmung im zweiten Schritt mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit ΘΗ2 von 2 - 10 K/s fortgesetzt, bis die Austenitisierungstemperatur THz erreicht ist. Da sich die für die Erwärmungsgeschwindigkeiten ΘΗι,ΘΗ2 - -
PCT/EP2015/059968 genannten Bereiche überlappen, kann die Erwärmung auf die Austenitisierungstemperatur auch in einem Zuge mit einer 5 - 10 K/s betragenden konstanten
Erwärmungsgeschwindigkeit erfolgen. Die
Erwärmungsgeschwindigkeiten θΗι und ΘΗ2 im Arbeitsschritt b) sind dann gleich.
Die Austenitisierungstemperatur THz muss oberhalb der A3-Temperatur liegen. Die A3-Temperatur ist
analysenabhängig und lässt sich mit der folgenden
empirischen Gleichung abschätzen (Legierungsgehalte eingesetzt in Gew.-%):
A3[°C]= 910 - 203V%C - 15, 2% +44, 7%Si+31, 5%Mo-21, 1%Mn mit %C: C-Gehalt des Stahls,
%Ni: Ni-Gehalt des Stahls,
%Si: Si-Gehalt des Stahls,
%Mo: Mo-Gehalt des Stahls,
%Mn: Mn-Gehalt des Stahls.
Die Legierung des erfindungsgemäß ausgewählten Stahls erlaubt es, die Austenitisierungstemperatur THz auf maximal 950 °C zu beschränken und so die für die
Durchführung des erfindungsgemäßen Verfahrens
anfallenden Betriebskosten begrenzt zu halten.
Um dabei zu verhindern, dass sich große Austenitkörner bilden, was sich nachteilig auf die Umformbarkeit
auswirken würde, ist die Austenitisierungsdauer tHZ, über die das Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt c) bei der Austenitisierungstemperatur THz gehalten wird, auf
5 - 15 Sekunden beschränkt, wobei die Austenitisierungsdauer tHz weniger als 15 s betragen kann, um jedes unerwünschte Kornwachstum zu vermeiden.
Im Arbeitsschritt d) folgt eine von der
Austenitisierungsdauer tHz ausgehende kontrollierte und langsame Abkühlung des Stahlflachprodukts. Diese
Abkühlung kann sich über 50 - 300 Sekunden erstrecken und muss bei einer Zwischentemperatur TK enden, die nicht tiefer als 680 °C ist, um die unerwünschte Entstehung von Ferrit zu vermeiden. Nach oben ist die
Zwischentemperatur TK typischerweise auf 775 °C
beschränkt, da bei höheren Zwischentemperaturen TK die für die anschließende Abkühlung benötigte Kühlleistung unverhältnismäßig hoch und damit einhergehend die
Wirtschaftlichkeit des Verfahrens in Frage gestellt ist.
Nach der langsamen Abkühlung im Arbeitsschritt d) wird das Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt e) mit einer hohen Abkühlgeschwindigkeit 0Q auf eine analysenabhängige Kühlstopptemperatur TQ abgeschreckt. Die hohe Abkühlrate 9Q kann beispielsweise mit einer modernen Gasj etkühlung erreicht werden.
Die minimale Abkühlrate 9Q, welche notwendig ist, um die ferritische und bainitische Umwandlung zu vermeiden, beträgt mehr als 30 K/s. Der Bereich, in dem die
Kühlstopptemperatur TQ liegt, ist dabei nach oben durch die Martensitstarttemperatur TMS, und nach unten um eine um 175 °C unterhalb der Martensitstarttemperatur TMs liegende Temperatur begrenzt ( (TMS-175°C) < TQ < TMS) .
Die Martensitstarttemperatur kann mittels der folgenden Gleichung abgeschätzt werden (Legierungsgehalte
eingesetzt in Gew.-%) : TMS(°C) = 539°C + (-423%C - 30,4%Mn - 7,5%Si + 30%A1) °C/Gew.-% mit %C: C-Gehalt des Stahls,
%Mn: n-Gehalt des Stahls,
%Si: Si-Gehalt des Stahls,
%A1: Al-Gehalt des Stahls.
Im Arbeitsschritt f) wird das Stahlflachprodukt über eine Haltedauer tQ von 10 - 60 Sekunden auf der
Kühlstopptemperatur TQ gehalten, um das Gefüge
einzustellen. Im Zuge dieses Schritts wird ein
martensitisches Gefüge mit bis zu 30 % Restaustenit
erhalten. Wie viel Martensit in diesem Schritt erzeugt wird, ist im Wesentlichen davon abhängig, um wie viel die Kühlstopptemperatur unterhalb der Martensitstarttemperatur TMS liegt.
Im Unterschied zum eingangs dargelegten Stand der Technik strebt die Erfindung nicht die Stabilisierung von
Restaustenit bis auf Raumtemperatur an. Vielmehr hat die im Arbeitsschritt g) vollzogene Wärmebehandlung des
Stahlflachprodukts eine kontrollierte Umverteilung des Kohlenstoffs zum Ziel, dass das Gefüge des nach Abschluss des Verfahrens erhaltenen Stahlflachprodukts im
Wesentlichen aus zwei verschiedenen Arten von Martensit besteht, nämlich einem angelassenen Martensit und einem nicht angelassenen Martensit.
Erfindungsgemäß umfasst der Arbeitsschritt g) zwei
Verfahrensvarianten g.l) und g.2), von denen die erste Variante g.l) zu einem unbeschichteten erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt und die zweite Variante g.2) zu einem mit einer Zn-Beschichtung versehenen erfindungsgemäßen
Stahlflachprodukt führt.
Die Temperaturführung in beiden Varianten g.l), g.2) des Arbeitsschritts g) ist jeweils so gewählt, dass der im Gefüge bis dahin vorhandene Restaustenit mit Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit angereichert ist. Die
Bildung von Karbiden und der Zerfall von Restaustenit wird durch die erfindungsgemäße Begrenzung der
Gesamtbehandlungsdauer tB gezielt unterdrückt. Diese beträgt 10 - 1000 Sekunden, um eine ausreichende
Umverteilung des Kohlenstoffs zu ermöglichen.
Für die erste Verfahrensvariante g.l) umfasst das Behandeln des Stahlflachprodukts im Arbeitsschritt g) ein sich über die Gesamtbehandlungsdauer tBT erstreckendes Halten des Stahlflachprodukts bei einer Behandlungstemperatur TB, die mindestens gleich der Kühlstopptemperatur TQ und nicht höher als 550 °C ist, wobei sich eine Kühlstopptemperatur TQ von maximal 500 °C als besonders günstig erwiesen hat. Dabei kann bei der Variante g.l) die Behandlungstemperatur TB auch höher liegen als die Kühlstopptemperatur TQ. In diesem Fall wird das Stahlflachprodukt ausgehend von der Kühlstopptemperatur TQ auf die jeweilige
Behandlungstemperatur TB erwärmt, wobei die Erwärmung mit einer weniger als 80 K/s betragenden
Erwärmungsgeschwindigkeit ΘΒ1 erfolgen sollte.
Gemäß der zweiten Alternative des Arbeitsschritts g) wird dagegen das Stahlflachprodukt mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit 0Bi von weniger als 80 K/s auf eine Behandlungstemperatur TB von 400 - 500 °C gebracht, um den Restaustenit mit Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit anzureichern. Die Bildung von Karbiden und der Zerfall von Restaustenit wird durch die erfindungsgemäße Begrenzung der Gesamtbehandlungsdauer tBT gezielt
unterdrückt, die sich bei dieser Variante g.2) des
Arbeitsschritts g) aus der für die Erwärmung benötigten Erwärmungszeit tBR und der Haltedauer tBi zusammensetzt, über die das Stahlflachprodukt isothermisch bei der
Temperatur TB gehalten wird. Bei ausreichend langsamer Erwärmungsgeschwindigkeit ΘΒι kann das isotherme Halten auch entfallen, die Haltedauer tBi also gleich "0" sein.
Bei der zweiten Variante g.2) des Arbeitsschritts g) durchläuft das Stahlflachprodukt im Anschluss an die
Erwärmung und das optionale Halten bei der
Behandlungstemperatur TB eine Schmelztauchbeschichtung, bei der es mit einer Zn-Beschichtung beschichtet wird. Dazu kann die Behandlungstemperatur TB so gewählt werden, dass sie der Eintrittstemperatur entspricht, mit der das
Stahlflachprodukt in das jeweilige Schmelzenbad einlaufen soll. Typischerweise liegen hierzu die
Behandlungstemperaturen TB im Bereich von 450 - 500 °C.
Unabhängig davon, welche Variante gewählt worden ist, wird das Stahlflachprodukt nach Abschluss des Arbeitsschritts g) zur erneuten Erzeugung von Martensit mit einer
Abkühlgeschwindigkeit ΘΒ2 von mehr als 5 K/ kontrolliert abgekühlt, wobei die Abkühlgeschwindigkeiten typischerweise höchstens 50 K/s betragen.
Das erfindungsgemäße Verfahren kann im kontinuierlichen Durchlauf in hierzu üblicherweise vorgesehenen
konventionellen Glühanlagen oder Bandbeschichtungsanlagen durchgeführt werden. Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt hat ein Gefüge, das
- zu mindestens, insbesondere mehr als 90 Flächen-% aus Martensit, von dem mindestens, insbesondere mehr als 50 Flächen-% angelassener Martensit aus dem ersten
Abkühlschritt (Arbeitsschritt f ) ) ist,
- zu höchstens, insbesondere weniger als 5 Flächen-% aus Bainit ,
- zu höchstens, insbesondere weniger als 2 Volumen-% aus Restaustenit und
- zu höchstens, insbesondere weniger als 5 Flächen-% aus polygonalem Ferrit
besteht .
Das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist mit einer mittleren Korngröße von weniger als 2 μπ sehr fein und kann mittels üblicher lichtoptischer Mikroskopie kaum beurteilt werden. Daher wird eine Beurteilung mittels Rasterelektronenmikroskopie (REM) und einer
Mindestvergrößerung von 5000fach empfohlen.
Der maximal zulässige Restaustenitanteil kann auch bei hoher Vergrößerung nur schwer lichtmikroskopisch oder rasterelektronenmikroskopisch bestimmt werden. Daher wird eine quantitative Bestimmung des Restaustenits mittels Röntgen-Beugung (XRD) empfohlen (nach ASTM E975), wonach der Restaustenitanteil in Vol.-% angegeben wird.
Als Maß für die Qualität der mechanischen Eigenschaften eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts kann auch die Verzerrung des Kristallgitters herangezogen werden. Diese Gitterverzerrung ist für den initialen Widerstand zur plastischen Verformung sehr bedeutend. Eine geeignete Methode für die Messung und Quantifizierung der - -
Gitterverzerrung ist die Elektron Backscatter Diffraktion (EBSD) . Mit der EBSD-Methode wird eine Probe im REM
punktförmig abgerastert, wobei an jedem Messpunkt ein
Beugungsmuster aufgenommen wird, aus dem sich die
kristallographische Orientierung bestimmen lässt. Details zur Messung und zu den verschiedenen Auswerteverfahren sind in den Handbücher zu lesen. Ein nützliches EBSD- Auswerteverfahren ist die sog. Kernel Average
Missorientation (KAM - weitere Beschreibung im Handbuch "OIM Analysis v5.31" von der EDAX Inc., 91 McKee Drive, Mahwah, NJ 07430, USA) , wobei die Orientierung eines
Messpunkts mit den Nachbarpunkten verglichen wird.
Unterhalb eines Schwellwerts, typischerweise 5°, gehören benachbarte Punkte zum gleichen (verformten) Korn. Oberhalb des Schwellwerts gehören die benachbarten Punkte zu unterschiedlichen ( Sub- ) Körnern . Weil das Gefüge so fein ist, wird eine maximale Schrittweite bei der EBSD von 100 nm empfohlen. Für die Beurteilung des Gefüges der
erfindungsgemäßen Stahlflachprodukte wird die KAM von den dritten Nachbarpunkten ausgewertet. Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt muss einen KAM-Mittelwert aus einem
Messbereich von mindestens 75 μιη x 75 pm von mehr als 1,20°, vorzugsweise mehr als 1,25°, aufweisen.
Nachfolgend wird die Erfindung anhand von
Ausführungsbeispielen näher erläutert.
Zur Erprobung der Erfindung sind Proben 1 - 43 von in konventioneller Weise erzeugten Stahlblechen
bereitgestellt worden, die aus Stählen A - G mit den in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen bestanden. In Tabelle 1 sind zusätzlich für jeden der Stähle A - G der Faktor ψ und das Kohlenstoffäquivalent CE angegeben, die nach den oben bereits erläuterten Formeln ψ = (%C+%Mn/5+%Cr/6) / (%Al+%Si) und
CE = %C + (%Si+% n) /5 + (%Cr+%Mo)/6 mit %C der jeweilige C-, mit %Si der jeweilige Si-, mit %Mn der jeweilige Mn-, mit %Cr der jeweilige Cr-, mit %Mo der jeweilige Mo- und mit %A1 der jeweilige Al-Gehalt der Stähle A - G berechnet worden sind.
Die Stähle E, F und G erfüllten demnach nicht die durch den Faktor ψ erfindungsgemäß bestimmten Anforderungen an die Abstimmung der für die Austenitbildung und Härtbarkeit wesentlichen Legierungselemente.
Die aus den Stählen A - G gefertigten Proben 1 - 43
haben den in Figur 1 dargestellten Verfahrensablauf
absolviert. Dabei sind sie zunächst mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit θΗι auf eine
Wendepunkttemperatur Tw und dann mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit ΘΗ2 auf eine
Austenitisierungstemperatur THz erwärmt worden, die
jeweils oberhalb der A3-Temperatur des jeweiligen Stahls, jedoch niedriger als 950 °C lag. Die so erwärmten Proben 1 - 43 sind anschließend über eine
Austenitisierungsdauer tHz bei der
Austenitisierungstemperatur THz gehalten und dann über eine Abkühldauer tK auf eine Zwischentemperatur TK
abgekühlt worden. Bei Erreichen der Zwischentemperatur TK hat eine beschleunigte Abkühlung mit einer
Abkühlgeschwindigkeit 9Q eingesetzt, bei der die Proben 1 - 43 auf eine Kühlstopptemperatur TQ abgekühlt worden sind, die jeweils um bis zu 175 °C niedriger war als die Martensitstarttemperatur TMS des jeweiligen Stahls A - G der Proben 1 - 43. Bei der Kühlstopptemperatur TQ sind die Proben 1 - 43 für eine Haltedauer tQ von 10 - 60 s gehalten worden, um anschließend mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit θΒι über eine Erwärmungszeit tBR auf eine Behandlungstemperatur TB erwärmt zu werden, auf der sie bei einigen Versuchen über eine zusätzliche Haltedauer tBi gehalten worden sind. Anschließend
erfolgte die Abkühlung auf Raumtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit ΘΒ2 ·
Die voranstehend genannten, bei den Versuchen
angewendeten Parameter sind in Tabelle 2 angegeben. Von den aus den erfindungsgemäßen Stählen A - D bestehenden Proben 1 - 32 sind demnach die Proben 3 (6Q < 30 K/s), 11 (THZ < A3), 18 (TQ > 500 °C) , 19 (GQ < 30 K/s), 28
(THZ < A3) und 29 (9Q < 30 K/s) nicht erfindungsgemäß behandelt worden.
Im Zuge der letzten Abkühlung hätten die Proben 1 - 43 in den Fällen, bei denen die Behandlungstemperatur TB auf einem für den Eintritt in ein Zn-Schmelzenbad
ausreichenden Niveau von ca. 450 °C lagen, ein
Schmelzenbad durchlaufen können. Im Rahmen der Versuche ist hierauf jedoch verzichtet worden, ohne dass dies die Untersuchungsergebnisse beeinflusst hat. An den nach der Wärmebehandlung erhaltenen Proben 1 - 43 sind die mechanischen Eigenschaften Dehngrenze Rpo, 2 /
Zugfestigkeit Rm, das Verhältnis Rpo, 2 / Rnw die
Bruchdehnung A50 (nach DIN EN ISO 6892, Probenform 1), das Produkt Rm*A50, und die LochaufWeitungsverhältnisse λΐ, λ2 (nach ISO 16630) bestimmt worden. Ebenso sind die Gefügeanteile von Ferrit "F", angelassenem Martensit "AM", Restaustenit "RA", nicht angelassenem Martensit "M" und Bainit "B" sowie der gemäß der Kernel Average Missorientation ermittelte Wert "KAM" ermittelt worden. Die betreffenden Eigenschaftswerte sind in Tabelle 3 für jede der Proben 1 - 43 angegeben.
Die erreichten mechanischen Eigenschaften im geglühten Material mit einer Quantifizierung des Gefüges sind in Tabelle 3 zu finden. Bei den Proben, die sowohl die Vorgaben der Erfindung in Bezug auf die Legierung des jeweiligen Stahls, als auch die erfindungsgemäßen
Bedingungen der Wärmebehandlung erfüllen, werden
regelmäßig Dehngrenzen Rpo, 2 von mehr als 800 MPa,
Zugfestigkeiten Rm von mehr als 950 MPa,
Bruchdehnungswerte A50 von mehr als 8 % bei
LochaufWeitungsverhältnissen λ1,λ2 von regelmäßig mehr als 30 % erreicht.
Die Vergleichsbeispiele Bll und D28 verdeutlichen dagegen die Auswirkung einer nicht ausreichenden
Austenitisierungstemperatur THz- Bei diesen Beispielen ist das Gefüge nicht vollständig austenitisiert worden, so dass sich zu viel Ferrit im Gefüge bildet. Dies führt zu extrem lokalisierter Schädigung und frühzeitigem Versagen während der Umformung. Das Vergleichsbeispiel D29 zeigt, wie auch eine zu lange Austenitisierung bei hohen Temperaturen die
Umformbarkeit negativ beeinflussen kann.
Die Vergleichsbeispiele E33 - E38 zeigen eine
Überschreitung der gewünschten Dehngrenze und
Festigkeit, was auf die nicht erfindungsgemäße
Zusammensetzung und einen zu hohen Ferritanteil im erhaltenen Gefüge zurückzuführen ist.
Die Vergleichsbeispiele F39 - F42 zeigen schließlich die Auswirkungen eines zu niedrigen ψ-Faktors, der auch zu Abweichungen vom gewünschten Gefüge führt. Die
Mindestfestigkeit wurde zum Teil erreicht, aber die Dehngrenze und die Lochaufweitung sind hier nicht im Zielgebiet .
Mit dem Vergleichsbeispiel G43 wird klar, dass ein zu hoher ψ-Faktor zu zu hohen Restaustenitanteilen und einer verminderten Umformbarkeit führt, die sich in schlechten Lochaufweitungswerten λ1,λ2 äußert.
Figure imgf000029_0001
Angaben in Gew.-%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen
Unterstrichen und fettgedruckte Werte bezeichnen Werte außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben Ψ = (%C + %Mn/5 + %Cr/6)/(%Si + %AI)
%C = C-Gehalt, %Mn = Mn-Gehalt, %Cr = Cr-Gehalt, %Si = Si-Gehalt, %AI = AI-Gehalt
Tabelle 1
Lfd.
Stahl ΘΗι Tw ©H2 A3 THZ tHz TK tK OQ TQ T S to ΘΒι fei TB QB2 Nr. [K s] t°C] [K/s] [°q [°c] [s] [°C] [s] [K/sl [°C] ra [s] [K/s] [s] [s] [°CJ [K/s]
A 1 10 300 5 820 860 10 760 105 -31 310 425 50 3 46,7 0 450 -11
A 2 11 270 4 820 860 12 760 100 -47 310 425 50 3 46,7 0 450 -11
A 3 11 270 4 820 860 12 760 100 -16 370 425 40 2 40,0 0 450 -11
A 4 5 270 5 820 860 10 775 100 -42 350 425 50 3 33,3 0 450 -10
A 5 5 270 5 820 860 10 775 100 -39 370 425 50 1 ,75 45,7 0 450 -9
A 6 5 270 5 820 860 12 775 120 -36 370 425 50 1 ,75 45,7 15 450 -20
A 7 5 270 5 820 860 12 775 120 -36 370 425 50 1 55,0 20 425 -20
A 8 10 270 4 820 840 12 740 120 -22 300 425 90 -0,03 333,3 0 290 -20
A 9 11 300 5 820 840 12 740 120 -20 325 425 90 -0,09 388,9 0 290 -20
A 10 5 270 5 820 860 12 740 120 -21 325 425 90 -0,09 388,9 26 290 -20
B 11 5 300 2 809 780 8 760 135 -21 350 410 15 3 33,3 15 450 -10
B 12 5 300 2 809 840 10 760 110 -35 290 410 12 2 80,0 15 450 -12
B 13 5 300 2 809 840 12 760 105 -30 350 410 12 2,5 40,0 15 450 -12
B 14 7 300 2 809 860 10 800 120 -35 230 410 10 5 44,0 15 450 -20
B 15 7 300 2 809 840 14 700 135 -30 275 410 15 3 58,3 15 450 -10
B 16 8 300 2 809 860 10 740 120 -32 300 410 12 25 7,6 15 490 -15
B 17 5 300 2 809 840 12 740 120 -45 325 410 10 4 31 ,3 15 450 -15
C 18 9 255 3 807 860 10 740 105 -32 510 411 10 -1 60,0 16 450 -20
C 19 9 255 3 807 860 12 740 105 -15 350 411 10 3 33,3 0 450 -20
C 20 20 295 3 807 860 10 740 105 -49 290 411 50 3 53,3 22 450 -20
C 21 5 270 5 807 860 14 760 95 -42 350 411 50 3 33,3 0 450 -20
C 22 14 310 5 807 860 14 715 125 -39 350 411 50 3 33,3 0 450 -10
C 23 10 270 3 807 860 12 700 125 -39 350 411 50 1 ,5 50,0 0 425 -10
C 24 10 270 3 807 840 10 760 100 -22 300 411 90 -0,03 333,3 25 290 -10
C 25 15 290 5 807 840 10 780 80 -20 325 411 90 -0,09 388,9 0 290 -10
C 26 5 270 5 807 860 12 750 140 -21 325 411 90 -0,09 388,9 0 290 -16
C 27 20 300 3 807 860 12 775 135 -32 350 411 90 -0,2 300,0 0 290 -16
D 28 5 270 5 796 775 10 750 120 -32 290 400 11 3 45,0 0 425 -10
D 29 5 270 5 796 840 25 750 120 -44 290 400 10 3 53,3 25 450 -10
D 30 5 270 5 796 840 10 750 135 -38 250 400 12 3,5 57,1 0 450 -10
D 31 5 270 5 796 840 12 700 70 -50 350 400 15 3,5 28,6 0 450 -10
D 32 5 270 5 796 840 12 710 120 -45 200 400 10 3 83,3 0 450 -10
E 33 5 270 5 828 860 10 700 120 -54 300 454 50 3 50,0 5 450 -12
E 34 11 270 3 828 860 12 685 140 -49 300 454 50 3 50,0 5 450 -12
E 35 11 270 3 828 860 12 700 165 -42 350 454 50 3 33,3 5 450 -20
E 36 5 270 5 828 840 14 700 135 -22 300 454 90 -0,03 333,3 4 290 -10
E 37 5 270 5 828 840 14 700 35 -20 325 454 90 -0,09 388,9 0 290 -10
E 38 5 270 5 828 860 8 735 135 -21 325 454 90 -0,09 388,9 0 290 -10
F 39 5 270 4 820 860 12 700 120 -31 310 407 50 3 46,7 5 450 -16
F 40 5 270 5 820 860 10 685 125 -33 310 407 20 3 46,7 0 450 -16
F 41 10 300 3 820 840 10 720 140 -22 350 407 180 -0,1 600,0 0 290 -9
F 42 8 270 4 820 840 12 720 80 -22 300 407 90 -0,03 333,3 0 290 -9
G 43 5 340 4 771 850 10 720 100 -21 325 358 25 8 40,0 25 465 -1
Unterstrichen und fettgedruckte Werte bezeichnen Werte außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben
Tabelle 2
Figure imgf000031_0001
Unterstrichen und fettgedruckte Werte bezeichnen Werte außerhalb der erfindungsgemäßen Vorgaben
Tabelle 3

Claims

P A T E N T A N S P R Ü C H E
1. Stahlflachprodukt, das eine Zugfestigkeit Rm von
mindestens 950 MPa, eine Dehngrenze von mindestens 800 MPa und eine Bruchdehnung A50 von mindestens 8 % besitzt, wobei das Stahlflachprodukt aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren
Verunreinigungen (in Gew.-%)
C: 0,05 - 0,20 %,
Si: 0, 2 - 1,5 %,
AI: 0, 01 - 1,5 %,
Mn : 1 , 0 - 3,0 %,
P: bis zu 0,02 %,
S: bis zu 0,005 %,
N: bis zu 0,008 %,
sowie optional eines oder mehrere der Elemente aus der Gruppe "Cr, Mo, Ti, Nb, B" in folgenden
Gehalten :
Cr: 0,05 - 1,0 %,
Mo: 0,05 - 0,2 %,
Ti: 0,005 - 0,2 %,
Nb: 0,001 - 0,05 %,
B: 0,0001 - 0,005 %
enthält,
wobei für das Verhältnis ψ = (%C + %Mn/5 + %Cr/6) / (%A1 + %Si) mit %C: jeweiliger C-Gehalt des Stahls
%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls
%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Stahls
%A1 : jeweiliger Al-Gehalt des Stahls
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls
gilt
1, 5 < ψ < 3 und wobei das Stahlflachprodukt ein Gefüge aufweist, das aus
- höchstens 5 Flächen-% Bainit,
- höchstens 5 Flächen-% polygonalen Ferrit,
- höchstens 2 Volumen-% Restaustenit ,
und
- mindestens 90 Flächen-% Martensit besteht, wobei mindestens die Hälfte des Martensits angelassener Martensit ist.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s für das
Kohlenstoffäquivalent
CE = %C + (%Si+%Mn)/5 + (%Cr+%Mo)/6 mit %C: jeweiliger C-Gehalt des Stahls
%Si: jeweiliger Si-Gehalt des Stahls
%Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Stahls
%Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Stahls
%Mo: jeweiliger Mo-Gehalt des Stahls
gilt 0, 254 < CE < 1,1 Gew.-% .
3. Stahlflachprodukt nach Anspruch 2, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das
Kohlenstoffäquivalent CE höchstens 1,0 Gew.-% beträgt.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Summe seiner Gehalte an Si und AI nicht mehr als 1,7 Gew.-% beträgt.
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s die Summe der Gehalte an Ti und Nb höchstens gleich 0,2 Gew.-% ist.
6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden
Ansprüche, d a d u r c h g e k e n n z e i c h n e t, d a s s es mit einem durch Schmelztauchbeschichten aufgebrachten metallischen Schutzüberzug versehen ist.
7. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, optional mit einer Zn-Beschichtung versehenen Stahlflachprodukts, umfassend folgende Arbeitsschritte:
a) Bereitstellen eines gemäß einem der Ansprüche 1
bis 5 ausgebildeten, unbeschichteten
Stahlflachproduktes ; b) Erwärmen des Stahlflachproduktes auf eine
oberhalb der A3-Temperatur des Stahls des
Stahlflachprodukts liegende und höchstens 950 °C betragende Austenitisierungstemperatur THz, wobei die Erwärmung bis zu einer 200 - 400 °C
betragenden Wendepunkttemperatur Tw mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θΗι von 5 - 25 K/s und anschließend bis zur Austenitisierungstemperatur THz mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit ΘΗ2 von mindestens 2 - 10 °K/s erfolgt;
c) Halten des Stahlflachprodukts bei der
Austenitisierungstemperatur THz über eine
Austenitisierungsdauer tHZ von 5 - 15 s; d) erstes Abkühlen des Stahlflachprodukts über eine Abkühldauer tk von 50 - 300 s auf eine
Zwischentemperatur TK von nicht weniger als
680 °C; e) von der Zwischentemperatur TK ausgehendes
Abschrecken des Stahlflachprodukts mit einer mehr als 30 K/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit 0Q auf eine Kühlstopptemperatur TQ für die gilt:
(TMS ~ 175 °C) < TQ < TMS
mit TMS = Martensitstarttemperatur des Stahls, aus dem das Stahlflachprodukt besteht; f) Halten des Stahlflachprodukts auf der
Kühlstopptemperatur TQ für eine Haltedauer tQ von 10 - 60 s; g) Behandeln des auf die Kühlstopptemperatur TQ abgeschreckten Stahlflachprodukts , g.l) wobei das Stahlflachprodukt über eine
Gesamtbehandlungsdauer tB von 10 - 1000 s bei einer Behandlungstemperatur TB, die mindestens gleich der Kühlstopptemperatur TQ und nicht höher als 550 °C ist, gehalten wird,
oder
g.2) wobei das Stahlflachprodukt ausgehend von der Kühlstopptemperatur TQ auf eine 450 - 500 °C betragende
Behandlungstemperatur TB erwärmt wird, wobei das Stahlflachprodukt anschließend optional bei dieser Behandlungstemperatur TB über eine Haltedauer tBi isotherm gehalten wird, wobei die Erwärmung auf die
Behandlungstemperatur TB mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θΒι von weniger als 80 K/s erfolgt und die als Summe der für die Erwärmung benötigte Erwärmungszeit tBR und der Haltedauer tBi gebildete
Gesamtbehandlungsdauer tΒτ 10 - 1000 s beträgt, und wobei das Stahlflachprodukt nach dem Behandeln durch ein Schmelzenbad geleitet wird, um es mit einem metallischen Schutzüberzug auf Zn-Basis zu überziehen; h) von der Behandlungstemperatur TB ausgehendes
Abkühlen mit einer Abkühlgeschwindigkeit ΘΒ2 von mehr als 5 K/s.
8. Verfahren nach Anspruch 7, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s im
Arbeitsschritt b) die Erwärmungsgeschwindigkeiten θΗι und ΘΗ2 gleich sind.
9. Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, d a d u r c h
g e k e n n z e i c h n e t, d a s s das
Stahlflachprodukt im Arbeitsschritt g.l) von der
Kühlstopptemperatur TQ mit einer
Erwärmungsgeschwindigkeit θΒι von weniger als 80 K/s auf die Behandlungstemperatur TB erwärmt wird.
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