EP2710158B1 - Hochfestes stahlflachprodukt und verfahren zu dessen herstellung - Google Patents

Description

• Die Erfindung betrifft ein hochfestes Stahlflachprodukt und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts.
• Insbesondere betrifft die Erfindung ein mit einer metallischen Schutzschicht versehenes hochfestes Stahlflachprodukt und ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Produkts.
• Wenn hier von Stahlflachprodukten die Rede ist, sind damit Stahlbänder, -bleche oder daraus gewonnene Blechzuschnitte, wie Platinen gemeint.
• Sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt, sind im vorliegenden Text und in den Ansprüchen die Gehalte an bestimmten Legierungselementen jeweils in Gew.-% und die Anteile an bestimmten Gefügebestandteilen in Flächen-% angegeben.
• Wenn nachfolgend Abkühl- oder Erwärmungsgeschwindigkeiten oder -raten genannt sind, dann sind Abkühlgeschwindigkeiten negativ angegeben, weil sie zu einer Temperaturabnahme führen. Dementsprechend weisen Abkühlraten bei einer schnellen Abkühlung einen niedrigeren Wert auf als bei einer langsameren Abkühlung. Die zu einer Temperaturzunahme führenden Erwärmungsgeschwindigkeiten sind dagegen positiv angegeben.
• Hochfeste Stähle neigen aufgrund ihrer Legierungsbestandteile regelmäßig zu Korrosion und werden daher typischerweise mit einer metallischen Schutzschicht belegt, die das jeweilige Stahlsubstrat gegen einen Kontakt mit dem Umgebungssauerstoff schützt. Es sind verschiedene Verfahren zum Auftrag einer solchen metallischen Schutzschicht bekannt. Dazu zählen das Schmelztauchbeschichten, in der Fachsprache auch "Feuerbeschichten" genannt, sowie das elektrolytische Beschichten.
• Während beim elektrolytischen Beschichten das Beschichtungsmetall elektro-chemisch auf dem zu beschichtenden, im Prozess allenfalls geringfügig erwärmten Stahlflachprodukt abgeschieden wird, werden beim Schmelztauchbeschichten die zu beschichtenden Produkte vor dem Eintauchen in das jeweilige Schmelzenbad einer Wärmebehandlung unterzogen. Dabei wird das jeweilige Stahlflachprodukt unter einer bestimmten Atmosphäre auf hohe Temperaturen erwärmt, um das gewünschte Gefüge einzustellen und einen für die Haftung des metallischen Überzugs optimalen Oberflächenzustand des jeweiligen Stahlflachprodukts herzustellen. Anschließend durchläuft das Stahlflachprodukt das Schmelzenbad, das ebenfalls eine erhöhte Temperatur aufweist, um den Beschichtungswerkstoff schmelzflüssig zu halten.
• Die notwendigerweise hohen Temperaturen bedingen bei durch Schmelztauchbeschichten mit einer metallischen Schutzschicht versehenen Stahlflachprodukten eine Obergrenze der Festigkeit von 1000 MPa. Stahlflachprodukte mit einer noch höheren Festigkeit lassen sich in der Regel nicht feuerbeschichten, da sie in Folge der damit einhergehenden Erwärmung in Folge von Anlasseffekten erhebliche Festigkeitsverluste erleiden. Hochfeste Stahlflachprodukte werden daher derzeit regelmäßig elektrolytisch mit einer metallischen Schutzschicht versehen. Dieser Arbeitsschritt setzt eine einwandfrei saubere Oberfläche voraus, die in der Praxis nur durch ein vor dem elektrolytischen Beschichten durchzuführendes Beizen gewährleistet werden kann.
• Aus der EP 2 267 176 A1 ist ein Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, mit einem durch Schmelztauchbeschichten aufgetragenen metallischen Schutzüberzug versehenen Kaltbands bekannt, das folgende Arbeitsschritte umfasst:
• Warmwalzen eines Warmbands aus einer Bramme,
• Kaltwalzen des Warmbands zu einem Kaltband,
• Wärmebehandeln des Kaltbands, wobei im Zuge dieser Wärmebehandlung
  • das Kaltband mit einer mittleren Erwärmungsgeschwindigkeit von maximal 2 °C/s von einer Temperatur, die um 50 °C niedriger ist als die Ac3-Temperatur des Stahls, aus dem das Kaltband besteht, auf die jeweilige Ac3-Temperatur erwärmt wird,
  • das Kaltband anschließend für mindestens 10 s auf einer Temperatur gehalten wird, die mindestens der jeweiligen Ac3-Temperatur entspricht,
  • daraufhin das Kaltband mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 20 °C/s auf eine Temperatur abgekühlt wird, die 100 - 200 °C unterhalb der Martensitstarttemperatur des jeweils verarbeiteten Stahls liegt, und
  • schließlich das Kaltband für 1 bis 600 s auf eine 300 - 600 °C betragende Temperatur erwärmt wird.
• Abschließend wird das Stahlband schmelztauchbeschichtet. Bei der dabei aufgetragenen metallischen Beschichtung soll es sich vorzugsweise um eine Zink-Beschichtung handeln. Im Ergebnis soll auf diesem Wege ein Kaltband erhalten werden, das optimierte mechanische Eigenschaften, wie eine Zugfestigkeit von mindestens 1200 MPa, eine Dehnung von mindestens 13 % und eine Lochaufweitung von mindestens 50 %, besitzt.
• Das in der voranstehend beschriebenen Weise verarbeitete Kaltband soll aus einem Stahl bestehen, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.- %) 0,05 - 0,5 % C, 0,01 - 2,5 % Si, 0,5 - 3,5 % Mn, 0,003 - 0,100 % P, bis zu 0,02 % S und 0,010 - 0,5 A1 enthält. Gleichzeitig soll der Stahl eine Mikrostruktur aufweisen, welche (in Flächen- %) bis zu 10 % aus Ferrit, bis zu 10 % aus Martensit und 60 - 95 % angelassenen Martensit und darüber hinaus 5 - 20 % Restaustenit aufweist, der durch Röntgenstrahlbeugung ermittelt wird. Darüber hinaus kann der Stahl (in Gew.- %) 0,005 - 2,00 % Cr, 0,005 - 2,00 % Mo, 0,005 - 2,00 % V, 0,005 - 2,00 % Ni und 0,005 - 2,00 % Cu sowie 0,01 - 0,20 % Ti, 0,01 - 0,20 % Nb, 0,0002 - 0,005 % B, 0,001 - 0,005 % Ca und 0,001 - 0,005 % an Seltenen Erden enthalten.
• Neben dem voranstehend erläuterten Stand der Technik ist aus der CA 2 734 976 ( WO 2010/029983 ) 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 A1 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 Martensitanteil 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 durch Ausführungsbeispiele belegten 17 % und mehr werden dabei als vorteilhaft angesehen, um die bei diesem Stand der Technik angestrebten hohen Restaustenitgehalte im Gefüge zu erzeugen.
• Schließlich offenbart der nachveröffentlichte Stand der Technik EP 2 546 368 A1 ein Verfahren zur Herstellung von hochfestem Stahlblech, bei dem das Blech 15-100 Sekunden im Bereich einer Kühlstopptemperatur von Ms bis (Ms-150°C) gehalten wird, um einem Teil des nicht umgewandelten Austenits zu erlauben, bis zur martensitischen Umwandlung fortzuschreiten. Vor dem Hintergrund des voranstehend erläuterten Standes der Technik bestand die Aufgabe der Erfindung darin, ein kostengünstig herstellbares hochfestes Stahlflachprodukt anzugeben, das weiter optimierte mechanische Eigenschaften besitzt, die sich insbesondere in einem sehr guten Biegeverhalten ausdrücken.
• Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts angegeben werden. Insbesondere sollte sich dieses Verfahren in einen Prozess zur Schmelztauchbeschichtung von Stahlflachprodukten einbinden lassen.
• Diese Aufgabe ist in Bezug auf das Stahlflachprodukt erfindungsgemäß dadurch gelöst worden, dass ein solches Produkt die in Anspruch 1 angegebenen Merkmale aufweist. In Bezug auf das Verfahren besteht die erfindungsgemäße Lösung der oben genannten Aufgabe darin, dass bei der Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts mindestens die in Anspruch 6 genannten Arbeitsschritte absolviert werden. Um eine Einbindung des erfindungsgemäßen Verfahrens in einen Prozess zur Schmelztauchbeschichtung zu ermöglichen, können dabei optional zusätzlich die in Anspruch 7 angegebenen Arbeitsschritte durchgeführt werden.
• Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
• Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt, das optional mit einer durch Feuerverzinken aufgebrachten metallischen Schutzschicht versehen ist, besitzt eine Zugfestigkeit R_m von mindestens 1200 MPa. Darüber hinaus zeichnet sich ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt regelmäßig durch
• eine Dehngrenze R_p0,2 von 600 - 1400 MPa,
• ein Streckgrenzenverhältnis R_p/R_m von 0,40 - 0,95,
• eine Dehnung A₅₀ von 10 - 30 %,
• ein Produkt R_m*A₅₀ aus Zugfestigkeit R_m und Dehnung A₅₀ von 15.000 - 35.000 MPa*%,
• eine Lochaufweitung von λ: 50 - 120 % $$\left(\mathrm{\lambda }=\left(\mathrm{df}/\mathrm{d}\mathrm{0}\right)/\mathrm{d}\mathrm{0}\mathrm{in}\left[\%\right]\mathrm{mit\; df}=\mathrm{Lochdurchmesser\; nach\; der\; Aufweitung\; und\; d}\mathrm{0}=\mathrm{Lochdurchmesser\; vor\; der\; Aufweitung}\right)$$
  
  und
• einen Bereich für den zulässigen Biegewinkel α (nach Rückfederung bei einem Biegedornradius = 2 x Blechdicke) von 100° - 180° (ermittelbar gemäß DIN EN 7438)
aus.
• Hierzu besteht ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,10 - 0,50 %, Si: 0,1 - 2,5 %, Mn: 1,0 - 3,5 %, Al: bis zu 2,5 %, P: bis zu 0,020 %, S: bis zu 0,003 %, N: bis zu 0,02 %, und optional eines oder mehrere der Elemente "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" in folgenden Gehalten enthält: Cr: 0, 1 - 0,5 %, Mo: 0, 1 - 0,3 %, V: 0,01 - 0,1 %, Ti: 0,001 - 0,15 %, Nb: 0,02 - 0,05 %, wobei für die Summe Σ(V,Ti,Nb) der Gehalte an V, Ti und Nb gilt Σ(V,Ti,Nb) höchstens gleich 0,2 %, B: 0,0005 - 0,005 %, Ca: bis zu 0,01 %.
• Wesentlich für die überlegenen mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachproduktes ist dabei, dass es ein Gefüge mit (in Flächen-%) weniger als 5 % Ferrit, weniger als 5 % Bainit, 5 - 70 unangelassenem Martensit, 5 - 30 % Restaustenit und 25 - 80 % angelassenem Martensit aufweist. Dabei haben mindestens 99 % der Anzahl der im angelassenen Martensit enthaltenen Eisenkarbide eine Größe von weniger als 500 nm.
• Die Phasenanteile von unangelassenem und angelassenem Martensit, von Bainit und von Ferrit werden dabei in üblicher Weise gemäß ISO 9042 (optische Beurteilung) bestimmt. Der Restaustenit kann zusätzlich mittels Röntgen-Diffraktometrie mit einer Genauigkeit von +/- 1 Flächen-% bestimmt werden.
• Demzufolge ist in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt der Gehalt an so genanntem "überangelassenem Martensit" auf ein Minimum reduziert. Überangelassener Martensit ist dadurch gekennzeichnet, dass mehr als 1 % Anzahl der Karbidkörner (Eisenkarbide) mehr als 500 nm groß sind. Überangelassener Martensit kann beispielsweise im Rasterelektronenmikroskop festgestellt werden, bei 20.000-facher Vergrößerung, an Stahlproben, die mit 3 %-iger Salpetersäure geätzt wurden. Durch die Vermeidung von überangelassenem Martensit erhält ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt optimale mechanische Eigenschaften, die sich insbesondere im Hinblick auf seine Biegeeigenschaften, die durch den hohen Biegewinkel α von 100° bis 180° gekennzeichnet sind, günstig auswirken.
• Der C-Gehalt des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist auf Werte zwischen 0,10 und 0,50 Gew.-% begrenzt. Kohlenstoff beeinflusst ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt in vielerlei Hinsicht. Zuerst spielt C eine große Rolle bei der Bildung des Austenits und der Absenkung der Ac3-Temperatur. So ermöglicht eine ausreichende Konzentration an C eine vollständige Austenitisierung bei Temperaturen ≤ 960 °C auch dann noch, wenn gleichzeitig Elemente, wie Al, vorhanden sind, die die Ac3-Temperatur erhöhen. Beim Abschrecken wird zudem der Restaustenit durch die Anwesenheit von C stabilisiert. Dieser Effekt setzt sich während des Partitioning-Schritts fort. Ein stabiler Restaustenit führt zu einem maximalen Dehnungsbereich, in welchem sich die Wirkung des TRIP-Effekts (TRansformation Induced Plasticity) bemerkbar macht. Des Weiteren wird die Festigkeit des Martensits am stärksten vom jeweiligen C-Gehalt beeinflusst. Zu hohe Gehalte an C führen zu einer so starken Verschiebung der Martensitstarttemperatur zu immer tieferen Temperaturen, dass die Erzeugung des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts übermäßig erschwert wird. Darüber hinaus kann durch zu hohe C-Gehalte die Schweißbarkeit negativ beeinflusst werden.
• Um eine gute Oberflächenqualität eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zu gewährleisten, soll der Si-Gehalt im Stahl des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts weniger als 2,5 Gew.-% betragen. Silizium ist aber wichtig für die Unterdrückung der Zementitbildung. Durch Bildung von Zementit würde der C als Carbid abgebunden und stünde dann nicht mehr für die Stabilisierung des Restaustenits zur Verfügung. Darüber hinaus würde die Dehnung verschlechtert. Die durch die Zugabe von Si erzielte Wirkung kann teilweise auch durch Zulegieren von Aluminium erreicht werden. Jedoch sollte stets ein Minimum von 0,1 Gew.-% Si im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt vorhanden sein, um dessen positive Wirkung zu nutzen.
• Mangan-Gehalte von 1,0 - 3,5 Gew.-%, insbesondere bis zu 3,0 Gew.-%, sind wichtig für die Härtbarkeit des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und die Vermeidung der Perlit-Bildung während der Abkühlung. Diese Eigenschaften ermöglichen die Bildung eines Ausgangsgefüges, das aus Martensit und Restaustenit besteht und als solches für den erfindungsgemäß durchgeführten Partitioning-Schritt geeignet ist. Darüber hinaus erweist sich Mangan vorteilhaft im Hinblick auf die Einstellung vergleichbar niedriger Abkühlraten von beispielsweise schneller als -100 K/s. Eine zu hohe Mn-Konzentration hat dagegen einen negativen Einfluss auf die Dehnungseigenschaften und die Schweißbarkeit eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts.
• Aluminium ist im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von bis zu 2,5 % zur Desoxidation und zum Abbinden von gegebenenfalls vorhandenem Stickstoff vorhanden. Wie erwähnt, kann Al aber auch für die Unterdrückung von Zementit verwendet werden und wirkt sich dabei nicht so negativ auf die Oberflächenbeschaffenheit aus wie hohe Gehalte an Si. Al ist jedoch nicht so wirksam wie Si und erhöht zudem die Austenitisierungstemperatur. Daher ist der Al-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts auf maximal 2,5 Gew.-% und bevorzugt auf Werte zwischen 0,01 und 1,5 Gew.-% begrenzt.
• Phosphor ist ungünstig für die Schweißbarkeit und soll daher im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in Gehalten von weniger als 0,02 Gew.-% vorhanden sein.
• Schwefel führt in ausreichender Konzentration zur Bildung von MnS bzw. (Mn,Fe)S, welches sich negativ auf die Dehnung auswirkt. Daher soll der S-Gehalt im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts unterhalb von 0,003 Gew.-% liegen.
• Als Nitrid abgebunden wirkt sich Stickstoff im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts schädlich auf die Umformbarkeit aus. Der N-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts soll daher weniger als 0,02 Gew.-% betragen.
• Zur Verbesserung bestimmter Eigenschaften können im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" vorhanden sein.
• So kann es im Hinblick auf eine Optimierung der Festigkeit zweckmäßig sein, dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eines oder mehrere der Mikrolegierungselemente V, Ti und Nb zuzugeben. Diese Elemente tragen durch die Bildung sehr fein verteilter Karbide oder Carbonitride zu einer höheren Festigkeit bei. Ein minimaler Ti-Gehalt von 0,001 Gew.-% führt zu einer Einfrierung der Korn- und Phasengrenzen während des Partitioning-Schritts. Eine zu hohe Konzentration an V, Ti und Nb kann sich aber schädlich auf die Stabilisierung des Restaustenits auswirken. Daher ist die Summe der Gehalte an V, Ti und Nb in einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt auf 0,2 Gew.-% begrenzt.
• Chrom ist ein effektiver Inhibitor des Perlits, trägt zur Festigkeit bei und darf daher bis zu 0,5 Gew.-% dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zulegiert werden. Oberhalb von 0,5 Gew.-% besteht die Gefahr ausgeprägter Korngrenzenoxidation. Um den positiven Einfluss von Cr sicher nutzen zu können, kann der Cr-Gehalt auf 0,1 - 0,5 Gew.-% festgesetzt werden.
• Molybdän ist wie Cr ebenfalls ein sehr wirksames Element zur Unterdrückung der Perlitbildung. Um diesen günstigen Einfluss effektiv zu nutzen, kann dem Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts 0,1 - 0,3 Gew.-% zulegiert werden.
• Bor seigert auf den Korngrenzen und bremst deren Bewegung. Dies führt bei Gehalten ab 0,0005 Gew.-% zu einem feinkörnigen Gefüge, was sich vorteilhaft auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt. Beim Zulegieren von B muss allerdings genügend Ti für die Abbindung des N vorhanden sein. Bei einem Gehalt von rund 0,005 Gew.-% tritt eine Sättigung des positiven Einflusses von B ein. Daher wird der B-Gehalt auf 0,0005 - 0,005 Gew.-% festgelegt.
• Kalzium in Gehalten von bis zu 0,01 Gew.-% wird im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts zum Abbinden von Schwefel und zur Einschlussmodifikation eingesetzt.
• Das Kohlenstoff-Äquivalent CE ist ein wichtiger Parameter für die Beschreibung der Schweißbarkeit. Es sollte beim Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts im Bereich von 0,35 - 1,2 liegen, insbesondere 0,5 - 1,0 betragen. Zur Berechnung des Kohlenstoff-Äquivalents CE wird hier eine von der American Welding Society (AWS) entwickelte und in der Veröffentlichung D1.1/D1.1M:2006, Structural Welding Code - Steel. Section 3.5.2. (Table 3.2). pp. 58 and 66, veröffentlichte Formel verwendet: $$\mathrm{CE}=\%\mathrm{C}+\left(\%\mathrm{Mn}+\%\mathrm{Si}\right)/\mathrm{6}+\left(\%\mathrm{Cr}+\%\mathrm{Mo}+\%\mathrm{V}\right)/\mathrm{5}+\left(\%\mathrm{Ni}+\%\mathrm{Cu}\right)/\mathrm{15},$$

  

  mit
• %C: C-Gehalt des Stahls,
• %Mn: Mn-Gehalt des Stahls,
• %Si: Si-Gehalt des Stahls,
• %Cr: Cr-Gehalt des Stahls,
• %Mo: Mo-Gehalt des Stahls,
• %V: V-Gehalt des Stahls,
• %Ni: Ni-Gehalt des Stahls,
• %Cu: Cu-Gehalt des Stahls.
• Das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen eines hochfesten, optional mit einem durch Schmelztauchbeschichten metallischen Schutzüberzug versehenen Stahlflachprodukts, umfasst folgende Arbeitsschritte:
• Es wird ein unbeschichtetes, also noch nicht mit dem jeweiligen Schutzüberzug versehenes Stahlflachprodukt zur Verfügung gestellt, das aus demselben Stahl erzeugt ist, wie das bereits voranstehend erläuterte erfindungsgemäße Stahlflachprodukt. Der Stahl, aus dem das Stahlflachprodukt besteht, enthält dementsprechend neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) C: 0,10 - 0,50 %, Si: 0,1 - 2,5 %, Mn: 1, 0 - 3,5 %, Al: bis zu 2,5 %, P: bis zu 0,020 %, S: bis zu 0,003 %, N: bis zu 0,02 %, sowie optional eines oder mehrere der Elemente "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" in folgenden Gehalten: Cr: 0,1 - 0,5 %, Mo: 0,1 - 0,3 %, V: 0,01 - 0,1 %, Ti: 0,001 - 0,15 %, Nb: 0,02 - 0,05 %, wobei für die Summe Σ(V,Ti,Nb) der Gehalte an V, Ti und Nb gilt Σ(V,Ti,Nb) ≤ 0,2 %, B: 0,0005 - 0,005 %, Ca: bis zu 0,01 %. Bei dem bereitgestellten Stahlflachprodukt kann es sich insbesondere um ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt handeln. Jedoch ist es auch denkbar, ein warmgewalztes Stahlflachprodukt in erfindungsgemäßer Weise zu verarbeiten.
• Das derart bereitgestellte Stahlflachprodukt wird dann auf eine oberhalb der Ac3-Temperatur des Stahls des Stahlflachprodukts liegende und höchstens 960 °C betragende Austenitisierungstemperatur T_HZ mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H1,θ_H2 von mindestens 3 °C/s erwärmt. Durch die schnelle Erwärmung wird die Prozesszeit verkürzt und die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens insgesamt verbessert.
• Die Erwärmung auf die Austenitisierungstemperatur T_HZ kann in zwei unterbrechungsfrei aufeinander folgenden Stufen mit unterschiedlichen Erwärmungsgeschwindigkeiten θ_H1, θ_H2 durchgeführt werden.
• Das Aufheizen bei niedrigeren Temperaturen, d. h. unterhalb von T_W, kann dabei sehr schnell erfolgen, um die Wirtschaftlichkeit des Prozesses zu steigern. Bei höheren Temperaturen beginnt die Auflösung von Karbiden. Hierfür sind niedrigere Aufheizgeschwindigkeiten θ_H2 vorteilhaft, um eine gleichmäßige Verteilung des Kohlenstoffs und weiterer, möglicher Legierungselemente, wie z. B. Mo oder Cr, zu erreichen. Die Karbide werden gezielt bereits unterhalb der A_c1-Temperatur angelöst, um die schnellere Diffusion im Ferrit gegenüber der langsameren Diffusion im Austenit auszunutzen. Somit können sich die gelösten Atome in Folge einer niedrigeren Aufheizgeschwindigkeit θ_H2 gleichmäßiger im Werkstoff verteilen.
• Um ein möglichst homogenes Material zu erzeugen, ist eine begrenzte Aufheizrate θ_H2 auch während der Austenitumwandlung, d. h. zwischen A_c1 und A_c3, günstig. Dies trägt zu einem homogenen Ausgangsgefüge vor dem Abschrecken und damit einem gleichmäßig verteilten Martensit sowie einem feinen Restaustenit nach dem Abschrecken und letztlich verbesserten mechanischen Eigenschaften des Stahlflachprodukts bei.
• Es hat sich als zweckmäßig erwiesen, bei Temperaturen zwischen 200 - 500 °C die Aufheizgeschwindigkeit zu drosseln. Dabei zeigt sich überraschender Weise, dass selbst Aufheizgeschwindigkeiten von 3 - 10 °C/s noch eingestellt werden können, ohne das angestrebte Ergebnis zu gefährden.
• Um die erfindungsgemäß angestrebten Eigenschaften eines Stahlflachprodukts zu erreichen, kann folglich bei der zweistufigen Erwärmung die Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H1 der ersten Stufe 5 - 25 °C/s und die Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H2 der zweiten Stufe 3 - 10 °C/s, insbesondere 3 - 5 °C/s betragen. Dabei kann das Stahlflachprodukt mit der ersten Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H1 auf eine Zwischentemperatur T_W von 200 - 500 °C, insbesondere 250 - 500 °C, erwärmt werden und die Erwärmung anschließend mit der zweiten Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H2 bis zur Austenitisierungstemperatur T_HZ fortgesetzt werden.
• Nachdem die Austenitisierungstemperatur T_HZ erreicht ist, wird das Stahlflachprodukt erfindungsgemäß bei der Austenitisierungstemperatur T_Hz über eine Austenitisierungsdauer t_HZ von 20 - 180 s gehalten. Die Glühtemperatur in der Haltezone soll dabei oberhalb der A_c3-Temperatur liegen, um eine vollständige Austenitisierung zu erreichen.
• Die A_c3-Temperatur des jeweiligen Stahls ist analysenabhängig und lässt sich entweder konventionell messtechnisch erfassen oder beispielsweise mit der folgenden empirischen Gleichung abschätzen (Legierungsgehalte eingesetzt in Gew.-%): $${\mathrm{A}}_{\mathrm{c}\mathrm{3}}\left[\mathrm{°C}\right]=\mathrm{910}-\mathrm{203}\sqrt{\%\mathrm{C}}-\mathrm{15},\mathrm{2}\%\mathrm{Ni}+\mathrm{44},\mathrm{7}\%\mathrm{Si}+\mathrm{31},\mathrm{5}\%\mathrm{Mo}+\mathrm{104}\%\mathrm{V}$$

  

  mit
• %C: C-Gehalt des Stahls,
• %Ni: Ni-Gehalt des Stahls,
• %Si: Si-Gehalt des Stahls,
• %Mo: Mo-Gehalt des Stahls,
• %V: V-Gehalt des Stahls.
• Nach der Glühung bei Temperaturen oberhalb von A_c3 wird das Stahlflachprodukt auf eine Kühlstopptemperatur T_Q, die größer als die Martensitstopptemperatur T_Mf und kleiner als die Martensitstarttemperatur T_Ms (T_Mf < T_Q < T_Ms) ist, mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit θ_Q abgekühlt.
• Die Abkühlung auf die Kühlstopptemperatur T_Q erfolgt erfindungsgemäß mit der Maßgabe, dass die Abkühlgeschwindigkeit θ_Q mindestens gleich, vorzugsweise schneller als eine Mindestabkühlungsgeschwindigkeit θ_Q(min) ist (θ_Q ≤ θ_Q(min)). Die Mindestabkühlungsgeschwindigkeit θ_Q(min) kann dabei nach folgender empirischer Formel berechnet werden: $${\mathrm{\theta }}_{\mathrm{Q}\left(\min \right)}\left[\mathrm{°C}/\mathrm{s}\right]=-\mathrm{314},\mathrm{35}\mathrm{°C}/\mathrm{s}+\left(\mathrm{268},\mathrm{74}\%+\mathrm{56},\mathrm{27}\%\mathrm{Si}+\mathrm{58},\mathrm{50}\%\mathrm{Al}+\mathrm{43},\mathrm{40}\%\mathrm{Mn}+\mathrm{195},\mathrm{02}\%\mathrm{Mo}+\mathrm{166},\mathrm{60}\%\mathrm{Ti}+\mathrm{199},\mathrm{19}\%\mathrm{Nb}\right)\mathrm{°C}/\left(\mathrm{Gew}\mathrm{.}-\%\cdot \mathrm{s}\right)$$

  

  mit
• %C: C-Gehalt des Stahls,
• %Si: Si-Gehalt des Stahls,
• %Al: Al-Gehalt des Stahls,
• %Mn: Mn-Gehalt des Stahls,
• %Mo: Mo-Gehalt des Stahls,
• %Ti: Ti-Gehalt des Stahls,
• %Nb: Nb-Gehalt des Stahls;
• Typischerweise liegt die Abkühlgeschwindigkeit θ_Q im Bereich von -20 °C/s bis - 120 °C/s. Mit Abkühlgeschwindigkeiten θ_Q von -51 °C/s bis - 120 °C/s lässt sich die Bedingung θ_Q ≤ θ_Q(min) in der Praxis selbst bei Stählen sicher einhalten, die einen niedrigen C- oder Mn-Gehalt haben.
• Bei Einhaltung der Mindestabkühlgeschwindigkeit θ_Q(min) wird eine ferritische und bainitische Umwandlung sicher vermieden und es wird ein martensitisches Gefüge im Stahlflachprodukt mit bis zu 30 % Restaustenit eingestellt.
• Wie viel Martensit bei der Abkühlung tatsächlich erzeugt wird, ist abhängig davon, wie stark das Stahlflachprodukt im Zuge der Abkühlung unterhalb der Martensitstarttemperatur (T_MS) abgekühlt wird und von der Haltezeit t_Q, über die das Stahlflachprodukt nach der beschleunigten Abkühlung auf der Kühlstopptemperatur gehalten wird. Erfindungsgemäß ist für die Haltezeit t_Q eine Spanne von 10 - 60 Sekunden, insbesondere 12 - 40 s, vorgesehen. Während der ersten ca. 3 bis 5 Sekunden des Haltens findet eine thermische Homogenisierung parallel zur martensitischen Umwandlung statt. In den nächsten Sekunden werden mittels C-Diffusion Versetzungen gepinned und feinste Ausscheidungen erscheinen. Somit bewirkt eine Verlängerung der Haltezeit zunächst einen Anstieg des Martensitanteils und damit der Streckgrenze. Mit zunehmender Haltezeit schwächt sich dieser Effekt ab, wobei erfahrungsgemäß nach ca. 60 s eine Abnahme der Streckgrenze zu beobachten ist.
• Parallel zur Streckgrenzenerhöhung kann durch die erfindungsgemäß durchgeführte Abkühlung auf die Kühlstopptemperatur und das anschließende Halten des Stahlflachprodukts bei dieser Temperatur über die erfindungsgemäß vorgegebenen Zeiten eine Verbesserung der Umformeigenschaften erzielt werden. Sollen Zugfestigkeit und Zugdehnung maximiert werden, sollte die Haltezeit t_Q eher im unteren Bereich, d. h. zwischen 10 - 30 s gehalten werden. Längere Haltezeiten t_Q von 30 - 60 s wirken sich tendenziell positiv auf die Umformeigenschaften auf. Dies betrifft insbesondere den Biegewinkel.
• Die Martensitstarttemperatur T_MS kann mittels der folgenden Gleichung abgeschätzt werden: $${\mathrm{T}}_{\mathrm{MS}}\left[\mathrm{°C}\right]=\mathrm{539}\mathrm{°C}+\left(-\mathrm{423}\%\mathrm{C}-\mathrm{30},\mathrm{4}\%\mathrm{Mn}-\mathrm{7},\mathrm{5}\%\mathrm{Si}+\mathrm{30}\%\mathrm{Al}\right)\mathrm{°C}/\mathrm{Gew}\mathrm{.}-\%$$

  

  mit
• %C: C-Gehalt des Stahls,
• %Si: Si-Gehalt des Stahls,
• %Al: Al-Gehalt des Stahls,
• %Mn: Mn-Gehalt des Stahls.
• Die Martensitstopptemperatur T_Mf kann in der Praxis mittels der Gleichung $${\mathrm{T}}_{\mathrm{Mf}}={\mathrm{T}}_{\mathrm{Ms}}-\mathrm{272}\mathrm{°C}$$

  

  berechnet werden. Diese Gleichung ist aus der Koistinen-Marburger-Gleichung (s. D. P. Koistinen, R.E. Marburger, Acta Metall.7 (1959), S. 59) unter Zugrundelegung folgender Annahmen abgeleitet worden:
1. a) Die Martensitumwandlung wird als abgeschlossen betrachtet, wenn ein Martensitanteil von 95 % erreicht wird.
2. b) Die zusammensetzungunabhängige Konstante α beträgt -0,011.
3. c) Die Martensitstopptemperatur ist gleich der Kühlstopptemperatur.
• Typischerweise beträgt die Kühlstopptemperatur T_Q mindestens 200 °C.
• Nach dem Abkühlen und Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur T_Q wird das Stahlflachprodukt ausgehend von der Kühlstopptemperatur T_Q mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_P1 von 2 - 80 °C/s, insbesondere 2 - 40 °C/s, auf eine 400 - 500 °C, insbesondere 450 - 490 °C, betragende Temperatur T_P erwärmt.
• Das Aufheizen auf die Temperatur T_P erfolgt dabei bevorzugt innerhalb einer Aufheizzeit t_A von 1 - 150 s, um eine optimale Wirtschaftlichkeit zu erreichen.
• Gleichzeitig kann das Aufheizen einen Beitrag x_Dr zu einer weiter unten erläuterten Diffusionslänge x_D leisten.
• Zweck des Erwärmens und eines anschließend optional zusätzlich durchgeführten Haltens des Stahlflachprodukts bei der Temperatur T_P über eine Haltedauer t_Pi von bis zu 500 s ist die Anreicherung des Restaustenits mit Kohlenstoff aus dem übersättigten Martensit. Hier spricht man vom "Partitionieren des Kohlenstoffs", in der Fachsprache auch als "Partitioning" bezeichnet. Die Haltedauer t_Pi beträgt insbesondere bis zu 200 s, wobei Haltedauern t_Pi von weniger als 10 s besonders praxisgerecht sind.
• Das Partitioning kann bereits während des Aufheizens als so genanntes "Ramped Partitioning", durch das nach dem Erwärmen durchgeführte Halten bei der Partitioningtemperatur T_P (so genanntes "Isothermes" Partitioning) oder durch eine Kombination von Isothermem und Ramped Partitioning erfolgen. Auf diese Weise können die für das anschließende Schmelztauchbeschichten notwendigen hohen Temperaturen erreicht werden, ohne dass besondere Anlasseffekte, d.h., ein Überanlassen des Martensits, eintreten. Die beim Ramped Partitioning im Vergleich zum Isothermen Partitioning angestrebte langsamere Erwärmungsgeschwindigkeit θ_P1 erlaubt eine besonders genaue Ansteuerung der jeweils vorgegebenen Partitioningtemperatur T_P bei vermindertem Energieeinsatz, da höhere Temperaturgradienten einen höheren Energieaufwand in der Anlage erfordern.
• Die negativen Einflüsse von überangelassenem Martensit, wie grobe Karbide, die eine plastische Dehnung blockieren und sich negativ auf die Festigkeit des Martensits sowie die Umformeigenschaften Biegewinkel und Lochaufweitung auswirken, werden durch die erfindungsgemäße Erwärmung auf die Haltetemperatur T_P vermieden, wobei das optionale Halten bei der Partitioningtemperatur die Sicherheit der Vermeidung von überangelassenem Martensit zusätzlich erhöht. Insbesondere werden die Bildung von Karbiden und der Zerfall von Restaustenit durch Einhalten der erfindungsgemäß vorgegebenen gesamten Partitioningzeit t_PT, die sich aus der Zeit t_PR des Ramped Partitioning und der Zeit des Isothermen Partitioning t_PI zusammensetzt, und Partitioningtemperatur T_P gezielt unterdrückt.
• Gleichzeitig gewährleistet die erfindungsgemäß vorgegebene Partitioningtemperatur T_P eine ausreichende Homogenisierung des Kohlenstoffs im Austenit, wobei diese Homogenisierung durch die Erwärmungsgeschwindigkeit θ_P1, die Partitioningtemperatur T_P und das optional durchgeführte Halten bei der Partitioningtemperatur T_P über eine geeignete Haltezeit t_Pi beeinflusst werden kann.
• Um die Homogenisierung des Kohlenstoffs im Austenit zu bewerten, wird die so genannte "Diffusionslänge x_D" verwendet. Anhand der Diffusionslänge x_D können unterschiedliche Aufheizraten, Partitioning-Temperaturen und mögliche Partitioning-Zeiten miteinander verglichen werden. Die Diffusionslänge x_D setzt sich aus einem Anteil x_Dr, der aus dem Ramped Partitioning folgt, und aus einem Anteil x_Di, der aus dem Isothermen Partinioning folgt, zusammen (x_D = x_Di + x_Dr). Dabei können abhängig von der jeweiligen Verfahrensführung die Anteile x_Dr oder x_Di auch "0" sein, wobei als Ergebnis des erfindungsgemäßen Verfahrens insgesamt die Diffusionslänge x_D immer > 0 ist.
• Die Diffusionslänge x_Di, d.h. der im Zuge des isothermen Haltens erhaltene Beitrag zur Diffusionslänge x_D, kann für das optional durchgeführte Isotherme Partitioning anhand folgender Gleichung berechnet werden: $${\mathrm{x}}_{\mathrm{Di}}=\mathrm{6}*\sqrt{\mathrm{D}*{\mathrm{t}}_{\mathrm{Pi}}}$$

  

  mit
• t_Pi = Zeit, über die das isotherme Halten durchgeführt worden ist, angegeben in Sekunden,
• D = D_o * exp(-Q/RT), D_o = 3,72*10^-5 m²/s,
• Q = 148 kJ/mol, R = 8,314 J/(mol·K),
• T = Partitioningtemperatur T_P in Kelvin
• Da beim Ramped Partitioning die Umverteilung des Kohlenstoffs nicht isotherm stattfindet, wird für die Berechnung der über die Erwärmungsdauer erzielten Diffusionslänge x_Dr eine numerische Annäherung verwendet: $${\mathrm{x}}_{\mathrm{Dr}}={\mathrm{\Sigma }}_{\mathrm{j}}\left(\mathrm{6}*\sqrt{{\mathrm{D}}_{\mathrm{j}}*\mathrm{\Delta }{\mathrm{t}}_{\mathrm{Pr},\mathrm{j}}}\right)$$

  

  wobei Δt_Pr,j der Zeitschritt zwischen zwei Berechnungen angegeben in Sekunden und D_j der jeweils aktuelle Diffusionskoeffizient D, berechnet wie voranstehend angegeben, zum Zeitpunkt des jeweiligen Zeitschritts sind. Bei der Bestimmung des Zeitschritts Δt_Pr,j wird beispielsweise davon ausgegangen, dass zwischen zwei Berechnungen jeweils 1 Sekunde vergangen ist (Δt_Pr,j = 1 s).
• Grundsätzlich gilt für die Dauer t_Pr des Partitionings während des Aufheizens auf die Partitioningtemperatur T_P: $${\mathrm{t}}_{\mathrm{Pr}}\left[\mathrm{s}\right]=\mathrm{0}-{\mathrm{t}}_{\mathrm{A}}\mathrm{.}$$

  
• D. h., in Fällen, in denen die Erwärmung auf die Partitioningtemperatur T_P so schnell erfolgt, dass während des Aufheizens keine wesentliche Umverteilung des Kohlenstoffs stattfindet, können die Dauer t_Pr = 0 und dementsprechend auch der Beitrag x_Dr = 0 angenommen werden. Eine besonders wirtschaftliche Betriebsweise ergibt sich, wenn die Dauer t_PR des Partitionings auf höchstens 85 s beschränkt wird.
• Das erfindungsgemäße Verfahren liefert optimale Arbeitsergebnisse, wenn die Summe der jeweils zu berücksichtigenden Diffusionslängen x_Di, x_Dr mindestens 1,0 µm, insbesondere mindestens 1,5 µm beträgt.
• Indem die Betriebsparameter bei der Wärmebehandlung so eingestellt werden, dass die Diffusionslänge zunimmt, kann der Biegewinkel des jeweiligen Stahlflachprodukts verbessert werden, während die Lochaufweitung nur geringfügig beeinflusst wird. Bei weiter zunehmender Diffusionslänge kann auch die Lochaufweitung verbessert werden, womit jedoch eine Verschlechterung der Biegeeigenschaften einhergehen kann. Noch größere Diffusionslängen bewirken schließlich die Verschlechterung von sowohl Biegeeigenschaften als auch Lochaufweitung. Optimale Arbeitsergebnisse ergeben sich, wenn beim erfindungsgemäßen Verfahren die Betriebsparameter so eingestellt werden, dass Diffusionslängen von 1,5 - 5,7 µm, insbesondere von 2,0 - 4,5 µm, erreicht werden.
• Mittels der Diffusionslänge x_D bzw. über eine Veränderung der für ihren jeweiligen Wert wesentlichen Einflussgrößen kann im Zusammenspiel mit dem dem Partitioning vorausgehenden Abkühl- und Halteschritt auch das Streckgrenzenverhältnis beeinflusst werden. Wird z.B. durch Wahl einer niedrigen Kühlstopptemperatur T_Q und/oder einer längeren Haltezeit t_Q im Abkühlschritt ein hoher Martensitanteil von 40 % und mehr erzeugt, kann durch die Wahl einer hohen Partitioningtemperatur T_P und -zeit t_Pt eine größere Diffusionslänge x_D und damit letztlich ein hohes Streckgrenzenverhältnis erreicht werden. Wird weniger als ca. 40 % Martensit erzeugt, so ist der Einfluss der Diffusionslänge x_D auf das Streckgrenzenverhältnis eher gering.
• Das Streckgrenzenverhältnis ist ein Maß für das Verfestigungspotenzial des Stahls. Ein relativ niedriges Streckgrenzenverhältnis von ca. 0,50 wirkt sich positiv auf die Zugdehnung aus, ist aber ungünstig für die Lochaufweitung und den Biegewinkel. Ein höheres Streckgrenzenverhältnis von ca. 0,90 kann die Lochaufweitung und die Biegeeigenschaften verbessern, führt aber zu Einbußen bei der Zugdehnung.
• Nach dem Partitioning wird das Stahlflachprodukt von der Partitioningtemperatur T_P ausgehend mit einer -3 °C/s bis -25 °C/s, insbesondere -5 °C/s bis -15 °C/s, betragenden Abkühlgeschwindigkeit θ_P2 abgekühlt.
• Soll das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt im Zuge des erfindungsgemäßen Verfahrens zusätzlich mit einer Schmelztauchbeschichtung versehen werden, wird es ausgehend von der Partitioningtemperatur T_P mit der Abkühlgeschwindigkeit θ_P2 zunächst auf eine Schmelzbadeintrittstemperatur T_B von 400 - <500 °C abgekühlt.
• Anschließend durchläuft das Stahlflachprodukt zum Schmelztauchbeschichten ein Schmelzenbad, bei dessen Verlassen die Dicke des auf dem Stahlflachprodukt erzeugten Schutzüberzugs in konventioneller Weise beispielsweise durch Abstreifdüsen eingestellt wird.
• Das aus dem Schmelzenbad austretende, mit dem Schutzüberzug versehene Stahlflachprodukt wird schließlich mit der Abkühlgeschwindigkeit θ_D2 auf Raumtemperatur abgekühlt, um erneut Martensit zu erzeugen.
• Besonders geeignet ist das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung von Stahlflachprodukten, die mit einer Zinkbeschichtung versehen sind. Es sind jedoch auch andere metallische, durch Schmelztauchbeschichten auf das jeweilige Stahlflachprodukt aufbringbare Beschichtungen, wie ZnAl-, ZnMg- oder vergleichbare Schutzüberzüge möglich.
• Das erfindungsgemäß hergestellte Produkt hat ein Gefüge, welches (Angaben jeweils in Flächen-%) 25 bis 80 % angelassenen Martensit (Martensit aus dem ersten Abkühlschritt), 5 bis 70 % nicht angelassenen, neuen Martensit (Martensit aus dem zweiten Abkühlschritt), 5 bis 30% Restaustenit, weniger als 5 % Bainit (0 % eingeschlossen) und weniger als 5 % Ferrit (0 % eingeschlossen) enthält.
• Ferrit: Ferrit ist ein Gefügebestandteil, der im Vergleich zu Martensit nur wenig zur Festigkeit des erfindungsgemäß erzeugten Materials beiträgt. Deshalb ist die Anwesenheit von Ferrit im Gefüge eines erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukts unerwünscht und sollte stets weniger als 5 Flächen-% betragen.
• Bainit: Bei der Phasenumwandlung von Austenit zu Bainit sammelt sich ein Teil des im Werkstoff gelösten Kohlenstoffs vor der Phasengrenze Austenit-Bainit, ein anderer Teil wird bei der Bainitumwandlung in den Bainit eingebaut. Damit steht im Falle einer Bainit-Bildung ein geringerer Teil des Kohlenstoffs zur Anreicherung im Restaustenit zur Verfügung als im Falle keiner Bainitbildung. Um möglichst viel Kohlenstoff für den Restaustenit vorzuhalten, muss der Bainitgehalt möglichst gering eingestellt werden. Um ein optimal günstiges Eigenschaftsprofil zu erreichen, ist der Bainitgehalt erfindungsgemäß auf maximal 5 Flächen-% begrenzt. Im Idealfall kann die Bildung des Bainits vollständig vermieden werden, d. h. der Bainitgehalt auf bis zu 0 Flächen-% reduziert sein.
• Angelassener Martensit: Der angelassene Martensit ist als der vor dem Partitioning vorliegende Martensit die Quelle für den Kohlenstoff, der während der Partitioningbehandlung in den Restaustenit diffundiert und diesen stabilisiert. Um ausreichend Kohlenstoff zur Verfügung zu stellen, sollte der Anteil des angelassenen Martensits mindestens 25 Flächen-% betragen. Er sollte jedoch nicht über 80 Flächen-% liegen, damit nach der ersten Abkühlung Anteile von mindestens 20 Flächen-% Restaustenit eingestellt werden können. Der Anteil des nach der ersten Abkühlung vorliegenden Restaustenits ist die Basis für die Bildung des Restaustenits nach Abschluss der Wärmebehandlungen und des unangelassenen Martensits aus dem zweiten Abkühlvorgang.
• Unangelassener Martensit: Martensit trägt als harter Gefügebestandteil wesentlich zur Festigkeit des Materials bei. Um hohe Festigkeitswerte zu erreichen, sollte der Anteil des unangelassenen Martensits 5 Flächen-%, der des angelassenen Martensits 25 Flächen-% nicht unterschreiten. Der Anteil des unangelassenen Martensits sollte nicht mehr als 70 Flächen-% und der des angelassenen Martensits nicht mehr als 80 Flächen-% betragen, um eine Bildung von ausreichend Restaustenit zu gewährleisten.
• Im Endprodukt bei Raumtemperatur vorhandener Restaustenit: Restaustenit trägt zur Verbesserung der Dehnungseigenschaften bei. Der Anteil sollte mindestens 5 Flächen-% betragen, um eine ausreichende Dehnung des Materials zu gewährleisten. Liegt der Restaustenitanteil dagegen über 30 Flächen-%, so bedeutet dies, dass zu wenig Martensit zur Festigkeitssteigerung zur Verfügung steht.
• Das erfindungsgemäße Verfahren ermöglicht so die Herstellung eines veredelten Stahlflachprodukts mit einer Zugfestigkeit von 1200 bis 1900 MPa, einer Streckgrenze von 600 bis 1400 MPa, einem Streckgrenzenverhältnis von 0,40 bis 0,95, einer Dehnung (A₅₀) von 10 bis 30 % und einer sehr guten Umformbarkeit. Diese drückt sich darin aus, dass für ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt das Produkt R_m*A₅₀ 15.000 - 35.000 MPa% beträgt. Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist gleichzeitig einen hohen Biegewinkel α von 100 bis 180° (bei Biegedornradius = 2,0 * Blechdicke in Anlehnung an DIN EN 7438) und sehr gute Werte für die Lochaufweitung λ von 50 bis 120 % (nach ISO-TS 16630) auf. Somit sind bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt hohe Festigkeit und gute Umformeigenschaften miteinander gepaart.
• In Figur 1 ist eine Variante des erfindungsgemäßen Verfahrens dargestellt, bei der die für das Aufheizen des Stahlflachprodukts von der Kühlstopptemperatur T_Q auf die Partitioningtemperatur T_P benötigte Aufheizzeit t_A gleich der Dauer t_Pr des Ramped Partitioning ist und das Stahlflachprodukt im Zuge dieses Verfahrens einer Schmelztauchbeschichtung in einem Zinkbad ("Zinkpott") unterzogen wird.
• Grundsätzlich lässt sich die eine Schmelztauchbeschichtung umfassende Variante des erfindungsgemäßen Verfahrens in einer konventionellen Feuerbeschichtungsanlage durchführen, wenn an dieser gewisse Modifikationen vorgenommen werden. Um Bandtemperaturen von oberhalb 930°C zu erreichen, werden gegebenenfalls keramische Strahlrohre benötigt. Die hohen Abkühlgeschwindigkeiten θ_Q von bis zu -120 K/s lassen sich mit einer modernen Gasjetkühlung erzielen. Die nach dem Halten auf der Kühlstopptemperatur T_Q erfolgende Erwärmung auf die Partitioningtemperatur T_P kann durch den Einsatz eines Boosters erreicht werden. Nach dem Partitioning-Schritt fährt das Band durch das Schmelzenbad und wird zur erneuten Erzeugung von Martensit kontrolliert abgekühlt.
• Die Erfindung ist anhand zahlreicher Ausführungsbeispiele erprobt worden.
• Dabei sind Proben von kaltgewalzten Stahlbändern untersucht worden, die aus den in Tabelle 1 angegebenen Stählen A - N erzeugt worden sind.
• Die Proben haben die erfindungsgemäß vorgegebenen, in Figur 1 dargestellten Verfahrensschritte mit den in Tabelle 2 angegebenen Verfahrensparametern durchlaufen. Dabei sind die Verfahrensparameter zwischen erfindungsgemäßen und nicht erfindungsgemäßen Parametern variiert worden, um die Auswirkungen einer außerhalb der erfindungsgemäß vorgegebenen Verfahrensweise aufzuzeigen. Bei der Berechnung der Diffusionslänge wurden Zeitschritte von jeweils 1 s zu Grunde gelegt.
• Die mechanischen Eigenschaften der auf diese Weise erhaltenen Kaltbandproben sind in Tabelle 3 zusammengefasst. Die Gefügebestandteile der erhaltenen Kaltbandproben sind in "Flächen-%" in Tabelle 4 angegeben. Phasenanteile von unangelassenem und angelassenem Martensit, von Bainit und von Ferrit sind dabei nach ISO 9042 (optische Beurteilung) bestimmt worden. Der Restaustenit ist zusätzlich mittels Röntgen-Diffraktometrie mit einer Genauigkeit von +/- 1 Flächen-% bestimmt worden. Als Spuren "Sp." sind Anteile von weniger als 5 Flächen-% bezeichnet worden.
• In den Tabellen, den Ansprüchen und der Beschreibung sind folgende Kurzzeichen verwendet worden:

  Kurzzeichen	Bezeichnung	Einheit
  θH1	Aufheizgeschwindigkeit für erste Aufheizphase vor dem Austenitisieren	°C/s
  TW	Temperatur für Wechsel von erster in zweite Aufheizphase vor dem Austenitisieren	°C
  θH2	Aufheizgeschwindigkeit für zweite Aufheizphase vor dem Austenitisieren	°C/s
  THZ	Austenitisierungstemperatur	°C
  tHZ	Austenitisierungsdauer	S
  θQ	Abkühlungsgeschwindigkeit für Abschrecken (quenching) nach dem Austenitisieren	°C/s
  θQ(min)	Mindestabkühlungsgeschw. zum Vermeiden ferritischer oder bainitischer Umwandlung	°C/s
  TQ	Kühlstopptemperatur für Abschrecken nach dem Austenitisieren	°C
  tQ	Haltedauer auf Kühlstopptemperatur	S
  θP1	Aufheizgeschwindigkeit auf Temperatur für Isothermes Partitioning	°C/s
  tA	Dauer des Aufheizens auf die Partitioningtemperatur TP	S
  tPR	Dauer für Partitioning während des Aufheizens (Ramped Partitioning)	s
  tPI	Haltedauer für Isothermes Partitioning	S
  tPT	Gesamte Partitioningzeit (tPR + tPI)	S
  TP	Temperatur für Isothermes Partitioning	°C
  XD	Gesamtdiffusionslänge	µm
  xDr	Diffusionslänge aus dem Ramped Partitioning	µm
  xDi	Diffusionslänge aus dem Isothermen Partitioning	µm
  θP2	Abkühlungsgeschwindigkeit nach dem Partitioning	°C/s
  F	Ferrit	%
  B	Bainit	%
  MT	angelassener Martensit (Martensit alt)	%
  MN	Martensit aus Abkühlung nach dem Partitioning (Martensit neu)	%
  RA	Restaustenit	%
  Rp0,2	Dehngrenze	MPa
  Rm	Zugfestigkeit	MPa
  Rp0,2/Rm	Streckgrenzenverhältnis	-
  A50	Dehnung	%
  Rm*A50	Produkt aus Zugfestigkeit und Dehnung (= Maß für hohe Festigkeit bei gleichzeitig guter Umformbarkeit)	MPa * %
  λ	Lochaufweitung	%
  α	Biegewinkel (nach Rückfederung bei Biegedornradius=2xBlechdicke)	o

  Tabelle 1

  Stahl	C	Si	Mn	Al	P	S	N	Cr	V	Mo	Ti	Nb	B	Σ(MLE)	CE
  A	0,169	1,47	1,55	0,038	0,015	0,0006	0,0037				0,011	0,027		0,04	0, 67
  B	0,230	1, 66	1,87	0,037	0,009	0,0010	0,0049				0,008	0,040		0,05	0,82
  C	0,224	0,16	1,67	1,410	0,016	0,0020	0,0042							0,00	0,53
  D	0,452	1,30	1,73	0,041	0,013	0,0020	0,0039							0,00	0,96
  E	0,331	1,91	1,52	0,035	0,008	0,0010	0,0041				0,071			0,07	0,90
  F	0,193	1,41	1,53	0,460	0,009	0,0020	0,0040							0,00	0,68
  G	0,183	1,78	2,34	0,032	0,008	0,0020	0,0047				0,047	0,031		0,08	0,87
  H	0,196	1,64	3,14	0,012	0,011	0,0010	0,0040				0,008			0,01	0,99
  I	0,306	1,70	1,96	0,018	0,013	0,0010	0,0030							0,00	0,92
  J	0,150	1,51	2,01	0,010	0,009	0,0010	0,0060	0,25			0,042		0,0015	0,04	0,79
  K	0,150	1,43	1,96	0,024	0,009	0,0022	0,0050	0,32			0,124			0,12	0,78
  L	0,276	1,05	1,82	0,021	0,012	0,0020	0,0006	0,22			0,133		0,0030	0,13	0,80
  M	0,259	0,85	1,58	0,036	0,010	0,0015	0,0070		0,067		0,084		0,0040	0,15	0,68
  N	0,174	0,97	1,47	0,028	0,009	0,0010	0,0040			0,23				0,00	0,63

  Angaben in Gew.-%, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen

  Tabelle 2 (Teil 1)

  Stahl	Versuch-Nr.	θH1 [°C/s]	TW [°C]	θH2 [°C/s]	Ac3 [°C]	THZ [°C]	tHZ [s]	θQ (min) [°C/s]	θQ [°C/s]	TQ [°C]	TMS [°C]	tQ [s]
  A	1	11	270	3	892	920	84	-110	-115	250	411	10
  A	2	15	300	4	892	920	84	-110	-70	350	411	20
  A	3	5	270	5	892	930	50	-110	-120	270	411	12
  A	4	10	300	5	892	830	50	-110	-110	460	411	0
  A	5	10	270	3	892	910	110	-110	-110	320	411	10
  B	6	18	270	3	887	920	75	-67	-70	310	374	0
  B	7	12	375	5	887	930	48	-67	-75	310	374	40
  B	8	5	270	5	887	905	115	-67	-70	310	374	40
  B	9	14	300	4	887	925	65	-67	-70	250	374	15
  B	10	5	300	5	887	820	48	-67	-20	470	374	0
  B	11	5	270	5	887	915	80	-67	-75	250	374	10
  C	12	11	270	3	821	930	70	-90	-90	290	435	20
  C	13	11	270	3	821	930	70	-90	-105	210	435	10
  C	14	5	270	5	821	890	125	-90	-95	250	435	12
  D	15	6	300	4	832	895	100	-42	-45	250	287	50
  D	16	5	270	5	832	880	140	-42	-50	200	287	10
  D	17	9	290	3	832	920	55	-42	-50	230	287	15
  E	18	5	270	5	879	930	50	-38	-40	310	340	14
  E	19	11	290	3	879	920	65	-38	-55	275	340	10
  E	20	11	270	4	879	930	55	-38	-10	300	340	0
  E	21	10	270	3	879	930	55	-38	-50	300	340	20
  F	22	10	350	3	884	930	45	-90	-90	255	414	30
  F	23	5	270	5	884	920	55	-90	-50	270	414	15
  F	24	5	270	5	884	930	60	-90	-100	310	414	12
  F	25	11	270	4	884	890	150	-90	-100	250	414	10
  G	26	10	300	5	903	930	60	-48	-60	290	378	10
  G	27	11	270	4	903	930	60	-48	-60	250	378	10
  H	28	5	270	5	893	930	66	-31	-45	290	348	24
  H	29	5	270	5	893	905	80	-31	-40	240	348	24
  H	30	10	270	4	893	905	80	-31	-40	240	348	10
  H	31	11	300	5	893	930	52	-31	-50	270	348	15
  H	32	5	270	5	893	930	52	-31	-30	250	348	0
  H	33	9	255	3	893	930	66	-31	-80	210	348	5
  H	34	20	295	3	893	920	70	-31	-60	320	348	12
  H	35	5	270	5	893	920	70	-31	-60	270	348	70
  I	36	14	310	5	874	905	75	-50	-65	200	337	17
  I	37	10	270	3	874	900	73	-50	-70	310	337	15
  I	38	10	270	3	874	880	98	-50	-50	285	337	0
  I	39	15	290	5	874	930	24	-50	-75	230	337	20
  J	40	5	270	5	899	930	20	-94	-95	350	403	10
  J	41	20	300	3	899	910	46	-94	-100	200	403	0
  J	42	5	270	4	899	910	46	-94	-105	265	403	16
  J	43	5	270	5	899	905	78	-94	-100	320	403	12

  Tabelle 2 (Teil 2)

  Stahl	Versuch-Nr.	θH1 [°C/s]	TW [°C]	θH2 [°C/s]	Ac3 [°C]	THZ [°C]	tHZ [s]	θQ (min) [°C/s]	θQ [°C/s]	TQ [°C]	TMS [°C]	tQ [s]
  K	44	10	300	3	895	920	57	-86	-95	300	406	10
  K	45	8	270	4	895	920	57	-86	-95	350	406	17
  K	46	5	270	5	895	910	83	-86	-87	340	406	0
  L	47	5	270	5	850	900	60	-79	-80	220	360	14
  L	48	10	290	4	850	875	95	-79	-80	275	360	12
  L	49	5	270	5	850	890	75	-79	-90	300	360	18
  M	50	5	270	3	852	895	80	-112	-120	240	376	10
  M	51	5	270	3	852	870	120	-112	-120	285	376	16
  M	52	5	270	3	852	890	75	-112	-115	200	376	80
  N	53	10	270	3	876	930	38	-103	-105	350	414	12
  N	54	11	270	4	876	900	80	-103	-110	250	414	10
  N	55	11	270	4	876	900	80	-103	-115	310	414	10

  Tabelle 2 (Teil 3)

  Stahl	Versuch-Nr.	θP1 [°C/s]	tPR [s]	tPI [s]	TP [°C]	xD [µm]	θP2 [°C/s]	Erfindungsgemäß ?
  A	1	6,5	30,8	5	450	2,27	-8	JA
  A	2	80	1,8	22	490	7,71	-8	NEIN
  A	3	8	27,5	0	490	2,74	-8	JA
  A	4	0	0,0	34	460	1,14	-8	NEIN
  A	5	10	12,0	10	440	2,12	-8	JA
  B	6	90	2,0	28	490	9,44	-10	NEIN
  B	7	90	2,0	16	490	5,83	-10	NEIN
  B	8	75	2,1	20	470	5, 14	-10	JA
  B	9	12	18,3	5	470	2, 31	-10	JA
  B	10	0	0,0	218	470	3,40	-10	NEIN
  B	11	5	48,0	0	490	3, 98	-10	JA
  C	12	85	2,4	16	490	5, 83	-7	NEIN
  C	13	4,5	62,2	0	490	4, 34	-7	JA
  C	14	3	66,7	4	450	3, 43	-7	JA
  D	15	80	3,0	22	490	7,70	-11	NEIN
  D	16	6	41,7	5	450	2,31	-11	JA
  D	17	3,5	68,6	0	470	3,74	-11	JA
  E	18	5	36,0	0	490	3, 60	-18	JA
  E	19	4	50,0	10	475	4, 61	-18	JA
  E	20	85	2,1	25	480	7,49	-18	NEIN
  E	21	75	2,4	7	480	2,06	-18	JA
  F	22	9	26,1	0	490	2,37	-12	JA
  F	23	90	2,4	15	490	5,51	-12	NEIN
  F	24	5	32,0	0	470	2,71	-12	JA
  F	25	7,5	32,0	0	490	2,86	-12	JA
  G	26	11	18,2	0	490	3, 27	-11	JA
  G	27	6,5	34,6	0	475	2,46	-11	JA
  H	28	75	2,7	15	490	5,33	-20	JA
  H	29	75	2,8	20	450	3, 61	-20	JA
  H	30	2,5	84,0	0	450	3,55	-20	JA
  H	31	3,5	62,9	0	490	5,59	-20	JA
  H	32	95	2,5	26	490	8, 98	-20	NEIN
  H	33	95	2,9	16	490	5, 81	-20	NEIN
  H	34	5	26,0	22	450	5, 51	-20	JA
  H	35	7	30,0	0	480	2, 44	-20	NEIN
  I	36	4,5	55,6	0	450	2, 02	-10	JA
  I	37	5	32,0	0	470	2,59	-10	JA
  I	38	95	2,2	25	490	8, 66	-10	NEIN
  I	39	6	40,8	0	475	2,54	-10	JA
  J	40	2	45,0	0	440	3,51	-16	JA
  J	41	80	3,6	28	490	9, 61	-16	NEIN
  J	42	6	37,5	5	490	4,86	-16	JA
  J	43	4	32,5	0	450	2,21	-16	JA

  Tabelle 2 (Teil 4)

  Stahl	Versuch-Nr.	θ P1 [°C/s]	tPR [s]	tPI [s]	TP [°C]	xD [µm]	θ P2 [°C/s]	Erfindungs-gemäß?
  K	44	4,5	33,3	0	450	2,02	-9	JA
  K	45	7	17,9	0	475	2,31	-9	JA
  K	46	95	1,6	27	490	9,29	-9	NEIN
  L	47	3	83,3	0	470	4, 33	-18	JA
  L	48	6	33,3	10	475	2, 60	-18	JA
  L	49	20	9,5	5	490	2,74	-18	JA
  M	50	4,5	53,3	5	480	4,81	-13	JA
  M	51	7	27,9	8	480	4, 84	-13	JA
  M	52	85	3,4	22	490	7,72	-13	NEIN
  N	53	6	23,3	0	490	3, 62	-15	JA
  N	54	4	51,3	5	455	3,28	-15	JA
  N	55	2,5	58,0	5	455	4, 62	-15	JA

  Tabelle 3 (Teil 1)

  Stahl	Versuch Nr.	RP0,2 [MPa]	Rm [MPa]	RP0,2/Rm [-]	A50 [%]	Rm*A50 [Mpa%]	λ [%]	α max [°]	Erfindungsgemäß?
  A	1	1014	1257	0,81	13	16341	62	133	JA
  A	2	979	1070	0,91	12	12840	68	117	NEIN
  A	3	983	1231	0,80	16	19696	57	147	JA
  A	4	400	840	0,48	25	21000	n. e.	n. e.	NEIN
  A	5	768	1202	0, 64	17	20434	51	139	JA
  B	6	828	1005	0,82	8	8040	63	96	NEIN
  B	7	958	1245	0,77	11	13695	59	128	NEIN
  B	8	932	1303	0,72	15	19545	56	114	JA
  B	9	1071	1399	0,77	11	15389	60	125	JA
  B	10	420	1060	0,40	12	12720	n.e.	n.e.	NEIN
  B	11	1143	1276	0, 90	12	15312	74	105	JA
  C	12	722	1256	0,57	15	18840	26	109	NEIN
  C	13	1040	1342	0,77	14	18788	68	117	JA
  C	14	917	1289	0,71	12	15468	55	133	JA
  D	15	995	1432	0, 69	14	20048	41	108	NEIN
  D	16	912	1484	0,61	16	23744	57	130	JA
  D	17	874	1320	0,66	13	17160	73	143	JA
  E	18	935	1541	0, 61	14	21574	55	109	JA
  E	19	1118	1474	0,76	12	17688	77	121	JA
  E	20	632	1150	0,55	9	10350	31	90	NEIN
  E	21	1093	1405	0,78	15	21075	68	105	JA
  F	22	914	1236	0,74	14	17304	68	130	JA
  F	23	702	1149	0,61	15	17235	38	116	NEIN
  F	24	727	1371	0,53	16	21936	51	139	JA
  F	25	1064	1206	0,88	13	15678	81	127	JA
  G	26	1101	1497	0,74	13	19461	59	114	JA
  G	27	1272	1522	0,84	11	16742	72	137	JA

  n.e. = nicht ermittelt

  Tabelle 3 (Teil 2)

  Stahl	Versuch Nr.	RP0,2 [MPa]	Rm [MPa]	RP0,2/Rm [-]	A50 [%]	Rm*A50 [MPa%]	λ [%]	α max [°]	Erfindungsgemäß?
  H	28	760	1357	0,56	13	17641	52	111	JA
  H	29	874	1412	0,62	12	16944	57	106	JA
  H	30	826	1398	0,59	16	22368	78	128	JA
  H	31	797	1261	0, 63	17	21437	63	135	JA
  H	32	893	1056	0,85	13	13728	48	98	NEIN
  H	33	1114	1199	0,93	13	15587	86	125	NEIN
  H	34	650	1315	0,49	18	23670	61	120	JA
  H	35	852	1194	0,71	15	17910	49	109	NEIN
  I	36	1066	1476	0,72	14	20664	53	102	JA
  I	37	898	1384	0,65	18	24912	59	117	JA
  I	38	978	1132	0,86	8	9056	72	103	NEIN
  I	39	933	1447	0, 64	15	21705	55	129	JA
  J	40	788	1273	0, 62	21	26733	51	122	JA
  J	41	1068	1102	0, 97	4	4408	57	93	NEIN
  J	42	1037	1463	0,71	17	24871	75	131	JA
  J	43	985	1379	0,71	19	26201	54	114	JA
  K	44	1202	1576	0,76	13	20488	58	112	JA
  K	45	954	1398	0, 68	16	22368	66	130	JA
  K	46	1017	1255	0,81	8	10040	71	108	NEIN
  L	47	1263	1642	0,77	12	19704	56	119	JA
  L	48	991	1482	0,67	15	22230	51	131	JA
  L	49	870	1451	0, 60	17	24667	68	139	JA
  M	50	1126	1401	0,80	16	22416	62	109	JA
  M	51	930	1529	0,61	13	19877	51	123	JA
  M	52	1242	1297	0, 96	6	7782	76	117	NEIN
  N	53	905	1386	0, 65	19	26334	63	129	JA
  N	54	1132	1475	0,77	12	17700	77	136	JA
  N	55	1063	1458	0,73	16	23328	69	125	JA

  n.e. = nicht ermittelt

  Tabelle 4 (Teil 1)

  Stahl	Versuch-Nr.	F [%]	MT [%]	Enthält überangelassenen Martensit?	RA [%-]	MN [%]	B [%]	Erfindungsgemäß?
  A	1	0	80	NEIN	10	10	Sp.	JA
  A	2	0	55	JA	5	40	Sp.	NEIN
  A	3	0	80	NEIN	13	7	Sp.	JA
  A	4	76	0	NEIN	9	15	Sp.	NEIN
  A	5	0	69	NEIN	16	15	Sp.	JA
  B	6	4	45	JA	11	40	0	NEIN
  B	7	0	55	JA	9	25	11	NEIN
  B	8	0	55	NEIN	16	29	0	JA
  B	9	0	78	NEIN	12	10	0	JA
  B	10	62	0	NEIN	18	5	5	NEIN
  B	11	0	79	NEIN	8	8	5	JA
  C	12	Sp.	55	JA	15	30	0	NEIN
  C	13	0	80	NEIN	11	9	0	JA
  C	14	0	75	NEIN	14	11	0	JA
  D	15	Sp.	45	JA	21	34	Sp.	NEIN
  D	16	0	70	NEIN	18	12	Sp.	JA
  D	17	0	56	NEIN	19	25	Sp.	JA
  E	18	0	35	NEIN	24	41	Sp.	JA
  E	19	0	60	NEIN	14	26	Sp.	JA
  E	20	20	30	JA	9	21	20	NEIN
  E	21	0	50	NEIN	14	36	Sp.	JA
  F	22	0	80	NEIN	13	7	0	JA
  F	23	17	65	NEIN	8	10	0	NEIN
  F	24	0	59	NEIN	16	25	0	JA
  F	25	0	80	NEIN	7	13	0	JA
  G	26	0	65	NEIN	12	23	0	JA
  G	27	0	80	NEIN	5	15	0	JA

  Sp. = Spuren

  Tabelle 4 (Teil 2)

  Stahl	Versuch Nr.	F [%]	MT [%]	Enthält überangelassenen Martensit?	RA [%-]	MN [%]	B Erfindungs-[%] gemäß?
  H	28	Sp.	50	NEIN	15	35	0	JA
  H	29	0	74	NEIN	11	15	0	JA
  H	30	Sp.	72	NEIN	18	10	0	JA
  H	31	Sp.	66	NEIN	14	20	0	JA
  H	32	0	75	JA	8	17	0	NEIN
  H	33	0	85	JA	8	7	0	NEIN
  H	34	Sp.	23	NEIN	17	60	0	JA
  H	35	Sp.	70	NEIN	10	20	0	NEIN
  1	36	Sp.	77	NEIN	18	5	0	JA
  I	37	Sp.	40	NEIN	19	41	0	JA
  I	38	Sp.	55	JA	6	39	0	NEIN
  I	39	Sp.	75	NEIN	12	13	0	JA
  J	40	0	51	NEIN	9	40	0	JA
  J	41	0	95	JA	3	2	0	NEIN
  J	42	0	80	NEIN	10	10	0	JA
  J	43	0	61	NEIN	14	25	0	JA
  K	44	0	67	NEIN	12	21	0	JA
  K	45	0	40	NEIN	17	43	0	JA
  K	46	0	48	JA	7	46	Sp.	NEIN
  L	47	0	80	NEIN	11	9	0	JA
  L	48	0	64	NEIN	16	20	0	JA
  L	49	Sp.	51	NEIN	19	30	0	JA
  M	50	0	78	NEIN	13	9	0	JA
  M	51	0	65	NEIN	14	21	0	JA
  M	52	0	90	JA	5	5	0	NEIN
  N	53	0	45	NEIN	17	38	0	JA
  N	54	0	80	NEIN	11	9	0	JA
  N	55	0	70	NEIN	12	18	0	JA

  Sp. = Spuren

Claims (17)

1. Stahlflachprodukt, das eine Zugfestigkeit R_m von mindestens 1200 MPa besitzt und aus einem Stahl besteht, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)

   C: 0,10   - 0,50 %,

   Si: 0,1   - 2,5 %,

   Mn: 1,0   - 3,5 %,

   Al: bis zu 2,5 %,

   P: bis zu 0,020 %,

   S: bis zu 0,003 %,

   N: bis zu 0,02 %,

   sowie optional eines oder mehrere der Elemente "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" in folgenden Gehalten:

   Cr: 0,1  - 0,5 %,

   Mo: 0,1  - 0,3 %,

   V: 0,01  - 0, 1 %,

   Ti: 0, 001 - 0,15 %,

   Nb: 0,02 - 0,05 %,
   wobei für die Summe Σ(V,Ti,Nb) der Gehalte an V, Ti und Nb gilt Σ(V,Ti,Nb) ≤ 0,2 %,

   B: 0,0005 - 0,005 %,

   Ca: bis zu 0,01 %

   enthält, und ein Gefüge mit (in Flächen-%) weniger als 5 % Ferrit, weniger als 5 % Bainit, 5 - 70 % unangelassenem Martensit, 5 - 30 % Restaustenit und 25 - 80 % angelassenem Martensit aufweist, wobei mindestens 99 % der im angelassenen Martensit enthaltenen Eisenkarbide eine Größe von weniger als 500 nm aufweisen.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass (in Gew.-%) sein Al-Gehalt 0,01 - 1,5 %, sein Cr-Gehalt 0,20 - 0,35 Gew.-%, sein V-Gehalt 0,04 - 0,08 %, sein Ti-Gehalt 0,008 - 0,14 %, sein B-Gehalt 0,002 - 0,004 % oder sein Ca-Gehalt 0,0001 - 0,006 % beträgt.
3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für das Kohlenstoff-Äquivalent CE seines Stahls gilt: $$\mathrm{0},\mathrm{35}\mathrm{Gew}\mathrm{.}-\%\le \mathrm{CE}\le \mathrm{1},\mathrm{2}\mathrm{Gew}\mathrm{.}-\%$$

   

   mit $$\mathrm{CE}=\%\mathrm{C}+\left(\%\mathrm{Mn}+\%\mathrm{Si}\right)/\mathrm{6}+\left(\%\mathrm{Cr}+\%\mathrm{Mo}+\%\mathrm{V}\right)/\mathrm{5}+\left(\%\mathrm{Ni}+\%\mathrm{Cu}\right)/\mathrm{15},$$

   

   %C: C-Gehalt des Stahls,

   %Mn: Mn-Gehalt des Stahls,

   %Si: Si-Gehalt des Stahls,

   %Cr: Cr-Gehalt des Stahls,

   %Mo: Mo-Gehalt des Stahls,

   %V: V-Gehalt des Stahls,

   %Ni: Ni-Gehalt des Stahls,

   %Cu: Cu-Gehalt des Stahls.
4. Stahlflachprodukt nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, dass für das Kohlenstoff-Äquivalent CE gilt $$\mathrm{0},\mathrm{5}\mathrm{Gew}\mathrm{.}-\%\le \mathrm{CE}\le \mathrm{1},\mathrm{0}\mathrm{Gew}\mathrm{.}-\%$$

   
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es mit einem durch Schmelztauchbeschichten aufgebrachten metallischen Schutzüberzug versehen ist.
6. Verfahren zum Herstellen eines hochfesten Stahlflachprodukts, umfassend folgende Arbeitsschritte:

   - Bereitstellen eines unbeschichteten Stahlflachproduktes aus einem Stahl, der neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%)

   C: 0,10 - 0,50 %,

   Si: 0,1 - 2,5 %,

   Mn: 1,0 - 3,5 %,

   Al: bis zu 2,5 %,

   P: bis zu 0,020 %,

   S: bis zu 0,003 %,

   N: bis zu 0,02 %,
   sowie optional eines oder mehrere der Elemente "Cr, Mo, V, Ti, Nb, B und Ca" in folgenden Gehalten:

   Cr: 0,1 - 0,5 %,

   Mo: 0,1 - 0,3 %,

   V: 0,01 - 0,1 %,

   Ti: 0,001 - 0,15 %,

   Nb: 0,02 - 0,05 %,
   wobei für die Summe Σ(V,Ti,Nb) der Gehalte an V, Ti und Nb gilt Σ(V,Ti,Nb) ≤ 0,2 %,

   B: 0,0005 - 0,005 %, Ca: bis zu 0,01 %

   enthält;

   - Erwärmen des Stahlflachproduktes auf eine oberhalb der A_c3-Temperatur des Stahls des Stahlflachprodukts liegende und höchstens 960 °C betragende Austenitisierungstemperatur T_HZ mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H1, θ_H2 von mindestens 3 °C/s;

   - Halten des Stahlflachprodukts bei der Austenitisierungstemperatur über eine Austenitisierungsdauer t_HZ von 20 - 180 s;

   - Abkühlen des Stahlflachprodukts auf eine Kühlstopptemperatur T_Q, die größer als die Martensitstopptemperatur T_Mf und kleiner als die Martensitstarttemperatur T_MS (T_Mf < T_Q < T_MS) ist, mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit θ_Q für die gilt: $${\mathrm{\theta }}_{\mathrm{Q}}\le {\mathrm{\theta }}_{\mathrm{Q}\left(\min \right)}$$

   

   mit $${\mathrm{\theta }}_{\mathrm{Q}\left(\min \right)}\left[\mathrm{°C}/\mathrm{s}\right]=-\mathrm{314},\mathrm{35}\mathrm{°C}/\mathrm{s}+\left(\mathrm{268},\mathrm{74}\%+\mathrm{56},\mathrm{27}\%\mathrm{Si}+\mathrm{58},\mathrm{50}\%\mathrm{Al}+\mathrm{43},\mathrm{40}\%\mathrm{Mn}+\mathrm{195},\mathrm{02}\%\mathrm{Mo}+\mathrm{166},\mathrm{60}\%\mathrm{Ti}+\mathrm{199},\mathrm{19}\%\mathrm{Nb}\right)\mathrm{°C}/\left(\mathrm{Gew}\mathrm{.}-\%\cdot \mathrm{s}\right),$$

   

   %C: C-Gehalt des Stahls,

   %Si: Si-Gehalt des Stahls,

   %Al: Al-Gehalt des Stahls,

   %Mn: Mn-Gehalt des Stahls,

   %Mo: Mo-Gehalt des Stahls,

   %Ti: Ti-Gehalt des Stahls,

   %Nb: Nb-Gehalt des Stahls;

   - Halten des Stahlflachprodukts auf der Kühlstopptemperatur T_Q für eine Haltedauer t_Q von 10 - 60 s;

   - von der Kühlstopptemperatur T_Q ausgehendes Erwärmen des Stahlflachprodukts mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit θ_P1 von 2 - 80 °C/s auf eine 400 - 500 °C betragende Partitioningtemperatur T_P;

   - optionales isothermes Halten des Stahlflachprodukts bei der Partitioningtemperatur T_P über eine Haltedauer t_Pi von bis zu 500 s;

   - von der Partitioningtemperatur T_P ausgehendes, mit einer -3 °C/s bis -25 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit θ_P2 erfolgendes Abkühlen des Stahlflachprodukts.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass bei dem von der Partitioningtemperatur T_P ausgehenden, mit Abkühlgeschwindigkeit θ_P2 erfolgenden Abkühlen

   - das Stahlflachprodukt zunächst auf eine Schmelzbadeintrittstemperatur T_B von 400 °C bis <500 °C abgekühlt wird;

   - dann das auf die Schmelzbadeintrittstemperatur T_B abgekühlte Stahlflachprodukt zum Schmelztauchbeschichten durch ein Schmelzenbad geleitet und die Dicke des auf dem Stahlflachprodukt erzeugten Schutzüberzugs eingestellt wird;

   - und schließlich das aus dem Schmelzenbad austretende, mit dem Schutzüberzug versehene Stahlflachprodukt mit der Abkühlgeschwindigkeit θ_P2 auf Raumtemperatur abgekühlt wird.
8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Erwärmung auf die Austenitisierungstemperatur T_HZ in zwei unterbrechungsfrei aufeinander folgenden Stufen mit unterschiedlichen Erwärmungsgeschwindigkeiten θ_H1,θ_H2 durchgeführt wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H1 der erste Stufe 5 - 25 °C/s und die Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H2 der zweiten Stufe 3 - 10 °C/s beträgt.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass das Stahlflachprodukt mit der ersten Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H1 auf eine Zwischentemperatur T_W von 200 - 500 °C erwärmt wird und dass die Erwärmung anschließend mit der zweiten Erwärmungsgeschwindigkeit θ_H2 bis zur Austenitisierungstemperatur T_HZ fortgesetzt wird.
11. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Abkühlungsgeschwindigkeit θ_Q -20 °C/s bis -120 °C/s beträgt.
12. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Kühlstopptemperatur T_Q mindestens 200 °C beträgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Haltedauer t_Q, über die das Stahlflachprodukt auf der Kühlstopptemperatur T_Q gehalten wird, 12 - 40 s beträgt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 13, dadurch gekennzeichnet, dass die Erwärmungsgeschwindigkeit θ_P1 bei der von der Kühlstopptemperatur T_Q ausgehenden Erwärmung 2 - 80 °C/s beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 14, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen auf die Partitioningtemperatur T_P innerhalb einer Aufheizzeit t_A von 1 - 150 s erfolgt.
16. Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass für die Dauer t_Pr des Partitionings während des Aufheizens auf die Partitioningtemperatur T_P gilt $${\mathrm{t}}_{\mathrm{Pr}}\left[\mathrm{s}\right]=\mathrm{0}-{\mathrm{t}}_{\mathrm{A}}\mathrm{.}$$

    
17. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 16, dadurch gekennzeichnet, dass für eine Diffusionslänge x_D gilt: $${\mathrm{x}}_{\mathrm{D}}\ge \mathrm{1},\mathrm{0}\mathrm{\mu m}$$

    

    mit $${\mathrm{x}}_{\mathrm{D}}={\mathrm{x}}_{\mathrm{Di}}+{\mathrm{x}}_{\mathrm{Dr}}$$

    

    x_Di: Im Zuge des isothermen Haltens erhaltener Beitrag zur Diffusionslänge x_D, berechnet gemäß der Formel $${\mathrm{x}}_{\mathrm{Di}}=\mathrm{6}*\sqrt{\mathrm{D}*{\mathrm{t}}_{\mathrm{Pi}}}$$

    

    mit t_Pi = Zeit, über die das isotherme Halten durchgeführt worden ist, angegeben in Sekunden,

    D = D_o * exp(-Q/RT), D_o = 3,72*10^-5 m²/s,

    Q = 148 kJ/mol, R = 8,314 J/(mol·K),

    T = Partitioningtemperatur T_P in Kelvin

    und

    x_Dr: Im Zuge der Erwärmung auf die Partitioningtemperatur T_P erhaltener Beitrag zur Diffusionslänge x_D, berechnet gemäß der Formel $${\mathrm{x}}_{\mathrm{Dr}}={\mathrm{\Sigma }}_{\mathrm{j}}\left(\mathrm{6}*\sqrt{{\mathrm{D}}_{\mathrm{j}}*\mathrm{\Delta }{\mathrm{t}}_{\mathrm{Pr},\mathrm{j}}}\right)$$

    

    mit

    Δt_Pr,j = Zeitschritt zwischen zwei Berechnungen angegeben in Sekunden,

    D_j = D_o * exp (-Q/RT_j), D_o = 3,72*10^-5 m²/s,

    Q = 148 kJ/mol, R = 8,314 J/(mol·K),

    T_j = jeweils aktuelle Partitioningtemperatur T_P in Kelvin,

    wobei x_Di oder x_Dr auch 0 sein können.

Images