EP3571324B1 - Warmgewalztes stahlflachprodukt bestehend aus einem komplexphasenstahl mit überwiegend bainitischem gefüge und verfahren zur herstellung eines solchen stahlflachprodukts - Google Patents

Description

• Die Erfindung betrifft ein warmgewalztes Stahlflachprodukt, das aus einem Komplexphasenstahl mit einem überwiegend bainitischen Gefüge besteht und über überlegene mechanische Eigenschaften, exzellente Schweißeignung sowie eine gute Umformbarkeit verfügt, die sich in einem optimierten Lochaufweitungsvermögen äußert.
• Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts.
• Wenn im vorliegenden Text Angaben zu Legierungsgehalten einzelner Elemente im erfindungsgemäßen Stahl gemacht werden, beziehen diese sich immer auf das Gewicht (Angabe in Gew.-%), sofern nichts anderes angegeben ist. Die zu den Anteilen des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahls gemachten Angaben beziehen sich im vorliegenden Text dagegen auf den Anteil, den der jeweilige Gefügebestandteil an einer Schnittfläche eines aus erfindungsgemäßem Stahl erzeugten Produkts einnimmt (Angabe in Flächen-%), soweit nicht anders angegeben.
• Bei den erfindungsgemäßen Stahlflachprodukten handelt es sich um Walzprodukte, wie Stahlbänder, Stahlbleche oder daraus gewonnene Zuschnitte und Platinen, deren Dicke wesentlich geringer ist als ihre Breite und Länge.
• Aus der EP 1 636 392 B1 ist ein warmgewalztes, hochfestes Stahlblech mit einem überwiegend bainitischen oder ferritischen Gefüge bekannt, das eine überlegene Formbarkeit besitzen soll. Dabei werden im Sinne dieses Standes der Technik solche Stahlbleche als hochfest angesehen, die eine Zugfestigkeit von mindestens 440 MPa besitzen. Ein entsprechend beschaffenes Stahlblech soll dazu neben Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen aus (in Gew.-%) C: 0,01 - 0,2 %, Si: 0,001 - 2,5 %, Mn: 0,01 - 2,5 %, P: bis zu 0,2 %, S: bis zu 0,03 %, Al: 0,01 - 2 %, N: bis zu 0,01 % und O: bis zu 0,01 % bestehen, wobei der Stahl zusätzlich optional in Summe 0,001 - 0,8 Gew.-% Nb, Ti oder V sowie B: bis zu 0,01 %, Mo: bis zu 1 %, Cr: bis zu 1 %, Cu: bis zu 2 %, Ni: bis zu 1 %, Sn: bis zu 0,2 %, Co: bis zu 2 %, Ca: 0,0005 - 0,005 %, Rem: 0,001 - 0,05 %, Mg: 0,0001 - 0,05 %, Ta: 0,0001 - 0,05 % enthalten kann.
• Des Weiteren ist aus der WO 2016/005780A1 ein warmgewalztes Stahlflachprodukt bekannt, das eine Dehngrenze von mehr als 680 MPa und bis 840 MPa, eine Festigkeit von 780 - 950 MPa, eine Bruchdehnung von mehr als 10 % und eine Lochaufweitung von mindestens 45 % aufweist. Dabei besteht das Stahlflachprodukt aus einem Stahl, der (in Gew.-%) 0,04 - 0,08 % C, 1,2 1,9 % Mn, 0,1 - 0,3 % Si, 0,07 - 0,125 % Ti, 0,05 - 0,35 % Mo, 0,15% - 0,6 %, falls der Mo-Gehalt 0,05 - 0,11 % beträgt, oder 0,10 - 0,6 % Cr, falls der Mo-Gehalt 0,11 - 0,35 % beträgt, bis zu 0,045 %, bis zu 0,005-0,1 % Al, 0,002 % - 0,01 % N, bis zu 0,004 % S, bis zu 0,020 % P sowie optional 0.001 - 0.2 % V, Rest Eisen und unvermeidbare Verunreinigungen. Das Gefüge des Stahlflachprodukts enthält mehr als 70 Flächen-% körnigen Bainit und weniger als 20 Flächen-% Ferrit, wobei der Rest des Gefüges aus niedrigem Bainit, Martensit sowie Restaustenit besteht und die Summe des Martensit- und Restaustenitanteils weniger als 5 % beträgt. Abgesehen von der Maßgabe, dass es sich bei dem im Gefüge enthaltenen Bainit um körnigen Bainit handeln soll, der sich von dem sogenannten höheren und niedrigeren unterscheidet, werden dabei jedoch keine weiteren Angaben zu der Art und Beschaffenheit gemacht, in der der Bainit vorliegen soll, um ein optimiertes Eigenschaftsprofil, insbesondere im Hinblick auf das Lochaufweitungsverhalten, zu gewährleisten. Von höheren Nb-Gehalten wird zudem abgeraten, weil diese das Lochaufweitungsverhalten verschlechtern sollen.
• Eine steigende Festigkeit von Stählen geht in der Regel mit einer verminderten Formbarkeit einher, wobei ein Kriterium für die Verformbarkeit die Kantenrissempfindlichkeit darstellt. Kragenzüge, Durchstellungen oder Entlastungslöcher sind Beispiele für in Stahlflachprodukte oder daraus geformte Bauteile eingeformte, insbesondere gestanzte oder geschnittene Kanten, die unterschiedlich weiterverformt und im praktischen Einsatz belastet werden. Werden solche Kanten im praktischen Einsatz des jeweiligen Stahlflachprodukts oder daraus geformten Bauteils hohen Belastungen ausgesetzt, können von den Kanten Risse ausgehen, die schließlich zum Versagen des Bauteils führen.
• Ein typisches Beispiel für Blechbauteile, bei denen die Kantenrissempfindlichkeit von besonderer Bedeutung ist, sind Karosserie- oder Strukturbauteile von Fahrzeugen. In diese Bauteile sind regelmäßig Öffnungen, Ausnehmungen oder desgleichen eingeschnitten, um der dem Bauteil zugedachten jeweiligen Funktion oder den Anforderungen an den Leichtbau gerecht zu werden. Im Fahrbetrieb sind die Bauteile hohen dynamisch wechselnden Belastungen ausgesetzt, wie sie beispielsweise bei einem Automobil auftreten, das auf einer schlechten Wegstrecke fährt und dabei massiven Stoßbelastungen ausgesetzt ist. Praktische Untersuchungen zeigen, dass es dabei immer wieder zu Beschädigungen in Folge von Rissen kommt, die von einer Schnittkante des Bauteils ausgehen.
• Da die Komplexität der Form von aus Stählen der hier in Rede stehenden Art gefertigten Konstruktionen steigt und immer höhere Anforderungen an die Festigkeit der Stähle gestellt werden, besteht ein Bedarf an Stahlwerkstoffen, die nicht nur maximierte Festigkeiten, sondern auch eine geringe Kantenrissneigung aufweisen. Als Maß für die Kantenrissneigung wird üblicherweise das gemäß ISO 16630:2009 bestimmte Lochaufweitungsvermögen herangezogen. Dabei werden zur realitätsnahen Abbildung die Untersuchungsbedingungen innerhalb der gemäß der Norm zulässigen weiten Spannen so gewählt, dass sie höchste Ansprüche an das Lochaufweitungsvermögen wiederspiegeln.
• Vor dem Hintergrund des Standes der Technik bestand die Aufgabe, ein Stahlflachprodukt zu entwickeln, das über ein breites Temperaturspektrum eine minimierte Kantenrissempfindlichkeit besitzt und aus einem Stahl besteht, der aus möglichst kostengünstigen Legierungselementen zusammengesetzt ist und eine gute Eignung für die Verschweißung mit gängigen Schweißverfahren zeigt.
• Darüber hinaus sollte ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts angegeben werden.
• In Bezug auf das Stahlflachprodukt hat die Erfindung diese Aufgabe dadurch gelöst, dass ein solches Stahlflachprodukt gemäß Anspruch 1 ausgebildet ist.
• Ein die voranstehend genannte Aufgabe erfindungsgemäß lösendes Verfahren ist in Anspruch 10 angegeben.
• Vorteilhafte Ausgestaltungen der Erfindung sind in den abhängigen Ansprüchen angegeben und werden nachfolgend wie der allgemeine Erfindungsgedanke im Einzelnen erläutert.
• Ein erfindungsgemäßes, warmgewalztes Stahlflachprodukt ist demgemäß aus einem Komplexphasenstahl, in der Fachsprache auch als "CP-Stahl" bezeichnet, hergestellt und weist im erfindungsgemäßen Zustand eine gemäß ISO 16630:2009 bestimmte Lochaufweitung von mindestens 60 % sowie, jeweils bestimmt nach DIN EN ISO 6892-1:2014, eine Dehngrenze Rp0,2 von mindestens 660 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 760 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mindestens 10 % auf.
• Der Komplexphasenstahl eines erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts besteht dazu erfindungsgemäß aus (in Gew.-%)

  C:	0,01 - 0,1 %,
  Si:	0,1 - 0,45%,
  Mn:	1 - 2,5 %,
  Al:	0,005 - 0,05 %,
  Cr:	0,5 - 1 %,
  Mo:	0,05 - 0,15%,
  Nb:	0,045 - 0,1 %,
  Ti:	0,05 - 0,2 %,
  N:	0,001 - 0,009 %,
  P:	weniger als 0,02 %,
  S:	weniger als 0,005 %,
  Cu:	bis zu 0,1 %,
  Mg:	bis zu 0,0005 %,
  O:	bis zu 0,01 %,

  jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elemente aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co " mit folgender Maßgabe

  Ni: bis zu 1 %,

  B: bis zu 0,005 %,

  V: bis zu 0,3 %,

  Ca: 0,0005 - 0,005 %,

  Zr, Ta, W: in Summe bis zu 2 %,

  REM: 0,0005 - 0,05 %,

  Co: bis zu 1 %,

  und als Rest aus Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen,
  wobei die Gehalte des Komplexphasenstahls an Ti, Nb, N, C und S folgende Bedingungen erfüllen: $$\%\mathrm{Ti}>\left(48/14\right)\%\mathrm{N}+\left(48/32\right)\%\mathrm{S}$$

  

  $$\%\mathrm{Nb}<\left(93/12\right)\%\mathrm{C}+\left(45/14\right)\%\mathrm{N}+\left(45/32\right)\%\mathrm{S}$$

  
• mit %Ti: jeweiliger Ti-Gehalt,
• %Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,
• %N: jeweiliger N-Gehalt,
• %C: jeweiliger C-Gehalt,
• %S: jeweiliger S-Gehalt, wobei %S auch "0" sein kann.
• Gleichzeitig besteht das Gefüge eines erfindungsgemäßen warmgewalzten Stahlflachprodukts aus mindestens 80 Flächen-% Bainit, aus weniger als 15 Flächen-% Ferrit, aus weniger als 15 Flächen-% Martensit, aus weniger als 5 Flächen-% Zementit und aus weniger als 5 Vol.-% Restaustenit. Der Rest des Gefüges kann selbstverständlich durch solche hier nicht genannten, jedoch technisch unvermeidbar vorhandene Phasen eingenommen werden, die in so geringen Anteilen vorliegen, dass sie keine Wirkung auf die Eigenschaften des erfindungsgemäß beschaffenen Stahlflachprodukts haben.
• Wie oben erwähnt, werden die in Flächen-% angegebenen Bestandteile des Gefüges eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts in an sich bekannter Weise lichtmikroskopisch bestimmt. Hierzu werden Querschliffe betrachtet. In der Praxis kann dann zur Ermittlung der Flächenanteile der jeweiligen Gefügephasen "Bainit", "Ferrit", "Martensit" und "Zementit" beispielsweise wie folgt vorgegangen werden:
• Die Querschliffe werden jeweils am bezogen auf die Warmwalzrichtung Anfang und Ende des Stahlflachprodukts an fünf Positionen über die Breite des Stahlflachprodukts verteilt entnommen und zwar aus einem Randbereich, der 10 cm von der linken Kante des Stahlflachprodukts entfernt ist, aus einem Bereich des Stahlflachprodukts, der in einem Abstand zum linken Rand angeordnet ist, der einem Viertel der Breite des Stahlflachprodukts entspricht, aus dem Bereich der Mitte (halbe Breite) des Stahlflachprodukts, aus einem Bereich des Stahlflachprodukts, der in einem Abstand zur rechten Kante des Stahlflachprodukts angeordnet ist, der einem Viertel der Breite des Stahlflachprodukts entspricht und aus einem Randbereich, der etwa 10 cm entfernt von der rechten Kante des Stahlflachprodukts angeordnet ist. Über die Banddicke werden die Schliffe in Kernlage, bei 1/3-Blechdicke und an beiden Oberflächen untersucht. Für die lichtmikroskopische Untersuchung werden die Schliffe poliert und mit 1%iger HNO3-Säure geätzt. In jeder Lage werden drei Aufnahmen mit 1000-facher Vergrößerung gemacht. Der ausgewertete Bildausschnitt beträgt beispielsweise 46 µm x 34,5 µm. Die an den Proben ermittelten Ergebnisse aller Bildausschnitte werden arithmetisch gemittelt.
• Der in Vol.-% angegebene Restaustenitanteil wird mittels Röntgenbeugung (x-ray diffraction "XRD") gemäß DIN EN 13925 bestimmt.
• Ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt zeichnet sich durch eine Lochaufweitung von mindestens 60 % aus, wobei Lochaufweitungen von mindestens 80 % regelmäßig erreicht werden. Die Lochaufweitungen erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte werden im Rahmen des durch die ISO 16630:2009 vorgegebenen Vorgehens unter Berücksichtigung folgender Maßgaben bestimmt: Es wird ein Prüfstempel mit einem Durchmesser von 50 mm verwendet. Der Prüfstempel-Spitzenwinkel beträgt 60°. Der Prüfmatrizen-Innendurchmesser beträgt 40 mm. Der Prüfmatrizen-Radius beträgt 5 mm. Der Niederhalter-Durchmesser beträgt 55 mm. Das Stanzen der Löcher erfolgt mit einer Stanzgeschwindigkeit von 4 mm/s ohne zusätzliches Schmiermittel. Die Niederhalter-Kraft beim Stanzen der Löcher beträgt 50 +/- 5 MPa. Der während des Lochaufweitungstests aufgebrachte Niederhalterdruck zwischen Niederhalter und Prüfmatrize beträgt ohne zusätzliches Schmiermittel ebenfalls 50 +/- 5 MPa. Die Prüftemperatur beträgt 20 °C. Die Stempelgeschwindigkeit beträgt 1 mm/s. Es werden Proben von einem warmgewalzten Stahlband untersucht. Die Proben stammen jeweils von Bandanfang und Bandende. Sie werden aus dem linken und rechten Randbereich des Stahlbands, aus einem Bereich, der in einem Abstand, welcher einem Viertel der Bandbreite entspricht, vom linken Rand des Stahlbands angeordnet ist, aus einem Bereich, der in einem Abstand, welcher einem Viertel der Bandbreite entspricht, vom rechten Rand des Stahlbands angeordnet ist, und aus dem Bereich der Bandmitte entnommen. Je Versuch werden pro Position (linker Rand, linkes Viertel der Bandbreite, Bandmitte, rechtes Viertel der Bandbreite, rechter Randbereich) zwei Proben getestet. Die Ergebnisse aller Proben eines Bandes werden arithmetisch gemittelt.
• Gleichzeitig besitzt ein erfindungsgemäß zusammengesetztes Stahlflachprodukt eine Dehngrenze Rp0,2 von mindestens 660 MPa, typischerweise 660 - 830 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 760 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mindestens 10 % (jeweils bestimmt gemäß DIN EN ISO 6893-1:2014), ohne dass es eine ausgeprägte Streckgrenze zeigt.
• Dabei weist der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gemäß DIN EN ISO 148 in der aktuellen Fassung ermittelte hohe Kerbschlagarbeitswerte entsprechend einer AK-T-Kurve des Typs II von mindestens 27J bei Prüftemperaturen bis -80°C auf(, so dass seine Zähigkeit und die durch die hohen Lochaufweitungswerte charakterisierte Kantenrissunempfindlichkeit auch bei tiefen Temperaturen erhalten bleiben.
• Das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts besteht zu mindestens 80 Flächen-% aus Bainit, wobei sich ein im technischen Sinne vollständig bainitisches Gefüge im Hinblick auf die angestrebte Eigenschaftskombination eines erfindungsgemäßen Stahls als besonders vorteilhaft erweist. Dementsprechend sind die Anteile an anderen Gefügebestandteilen, insbesondere auch die Anteile an Ferrit und Martensit, optimaler Weise so gering wie möglich..
• Mit steigendem Ferritgehalt würde sich darüber hinaus eine ausgeprägte Streckgrenze entwickeln. Aus diesem Grund sieht die Erfindung vor, dass der Ferritanteil im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts gering zu halten ist, jedenfalls unterhalb von 15 Flächen-%, insbesondere unter 10 Flächen-% oder, optimaler Weise, unterhalb von 5 Flächen-%, liegen soll.
• In gleicher Weise beträgt der Martensitanteil im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts weniger als 15 Flächen-%, insbesondere weniger als 10 Flächen-% oder, optimaler Weise, liegt er unterhalb von 5 Flächen-%.
• Die Erfindung geht hierbei von der Erkenntnis aus, dass dem Gesamtanteil, den Bainit am Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts hat, und der Beschaffenheit des Bainits eine besondere Bedeutung im Hinblick auf die angestrebte optimierte Abstimmung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der hohen Lochaufweitungswerte, die ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt erzielt, eine besondere Bedeutung zukommt.
• Der mikrostrukturelle Aufbau von Bainiten ist sehr komplex. Stark vereinfacht kann man sagen, dass Bainit ein nichtlamellarer Gefügemix aus versetzungsreichem Ferrit und Karbiden ist. Daneben können noch weitere Phasen wie Restaustenit, Martensit oder Perlit vorliegen. Die bainitische Umwandlung startet an Keimstellen im Gefüge, z. B. den Austenitkorngrenzen. Von dem Startpunkt aus wachsen ferritische Platten, sogenannte "Sub-Units", in den Austenit hinein, die aus versetzungsreichem ferritischen Bainit mit maximal 0,03 Gew.-% gelöstem C bestehen. Diese bauen sich in Orientierung des Austenitkorns nahezu parallel zueinander weiter auf und bilden so genannte "Sheaves", also "Bündel" oder "Pakete". Die Sub-Units sind lediglich durch Kleinwinkelkorngrenzen, auf denen auch Karbide vorliegen können, voneinander getrennt, beinhalten aber selber keine Karbide. Die Sheaves dagegen wachsen innerhalb des Austenitkorns so lange weiter, bis sie auf ein Hindernis bzw. aufeinander treffen. Es gibt daher zahlreiche Sheaves innerhalb eines ehemaligen Austenitkorns, die viele Großwinkelkorngrenzen mit einem Winkel >45° zueinander aufweisen. Eine möglichst große Anzahl der Großwinkelkorngrenzen zwischen den Sheaves ist vorteilhaft für die Erzielung einer guten Kantenrissbeständigkeit, da diese als Hindernisse für die Entstehung und Ausbreitung von Mikrorissen dienen.
• Bei einer isothermischen Umwandlung im Labor bilden die Sheaves meist eine ausgeprägt längliche Form. Bei der für die Praxis relevanten kontinuierlichen Abkühlung im Coil entsteht dagegen ein sogenannter "granularer" Bainit. Bei dieser Bainitform sind die Sheaves plattenförmig.
• Aufgrund dieser Gefügebesonderheiten ist die Definition einer "feinen Gefügestruktur" bei bainitischen Gefügen der erfindungsgemäßen Art besonders schwierig. Einen Standard gibt es hierzu nicht. Eine Möglichkeit der Ermittlung der Feinheit eines bainitischen Gefüges könnte die Dickenmessung der ehemaligen "pancaked" Austenitkörner darstellen, die man mittels EBSD ("EBSD" = Electron BackScatter Diffraction = Elektronenrückstreubeugung) ermitteln kann. Generell kann davon ausgegangen werden, dass die Anzahl der Sheaves mit sinkender Austenitkorngrenze zunimmt, d.h. die Scheaves kleiner sind und damit das Gefüge feiner ist.
• Eine ausgeprägte Streckgrenze mit so genannter Lüdersdehnung fehlt bei einem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt aufgrund von dessen bainitischen Gefügen. Aufgrund der beim überwiegend bainitischen Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts geringen mittleren freien Weglänge (mean free path) der Versetzungen von ungefähr der doppelten Sheafbreite kann sich keine Wechselwirkung in Form einer Versetzungsfront aufbauen, bei der sich die Versetzungen und die Fremdatome durch Bildung so genannter "Cotrellwolken" gegenseitig dynamisch beeinflussen und zu besagter Lüdersdehnung führen würden.
• Durch das Fehlen einer ausgeprägten Streckgrenze ist ein optimales Verhalten des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei der Umformung, wie beispielsweise bei der Einformung von Rohren oder Durchgängen, gesichert. Nachfolgend werden die Einflüsse der Legierungsbestandteile eines erfindungsgemäß zusammengesetzten Komplexphasenstahls im Einzelnen erläutert. Bei den Legierungselementen, für deren Gehalt jeweils nur eine Obergrenze angegeben ist, kann der Gehalt an dem betreffenden Legierungselement jeweils auch gleich "0" sein, also beispielsweise im Bereich der Nachweisgrenze oder darunter liegen oder zumindest so niedrig sein, so dass das Legierungselement im technischen Sinne keinerlei Wirkung in Bezug auf das Eigenschaftsspektrum des erfindungsgemäßen Stahls hat.
• Im erfindungsgemäßen Komplexphasenstahl stellen Gehalte an Kohlenstoff "C" von 0,01 - 0,1 Gew.-% sicher, dass im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls Bainit-Gehalte von mindestens 80 Flächen-% vorhanden sind. Gleichzeitig gewährleisten diese C-Gehalte eine ausreichende Festigkeit des Bainits. Dabei sind mindestens 0,01 Gew.-% an C erforderlich, um bei einem thermomechanischen Walzen bei Anwesenheit geeigneter Karbid- und Karbonitridbildner Karbide und Karbonitride zu bilden. Ebenso lässt sich mit C-Gehalten von mindestens 0,01 Gew.-% im erfindungsgemäßen Stahl die Bildung von voreutektoidem Ferrit im Zuge des thermomechanischen Walzens vermeiden. Besonders sicher lassen sich die positiven Effekte der Anwesenheit von C im erfindungsgemäßen Stahl nutzen, wenn der C-Gehalt mindestens 0,04 Gew.-% beträgt. Gehalte von mehr als 0,1 Gew.-% C würden allerdings zu einer drastischen Abnahme der Zähigkeit und damit einhergehend zu einer schlechteren Verarbeitbarkeit des Stahls führen. Zu hohe C-Gehalte würden zudem unerwünscht hohe Ferritanteile im Gefüge und ebenso unerwünschte größere Restaustenitanteile mit sich bringen und zudem die Bildung von unerwünscht groben Karbiden begünstigen. Damit einhergehend würde auch der Kantenrisswiderstand herabgesetzt. Desweitern würde mit höheren C-Gehalten die Schweißeignung abnehmen. Mögliche negative Einflüsse der erfindungsgemäß vorgesehenen C-Gehalte lassen sich deshalb durch einen auf höchstens 0,06 Gew.-% beschränkten C-Gehalt des erfindungsgemäßen Komplexphasenstahls besonders wirksam vermeiden.
• Silizium "Si" ist im erfindungsgemäßen Komplexphasenstahl in Gehalten von 0,1 - 0,45 Gew.-% enthalten, um die Karbidbildung zu verzögern. Durch die in Folge der Anwesenheit von Si im erfindungsgemäßen Komplexphasenstahl erzielte Verlagerung der Ausscheidung bei tieferer Temperatur werden feinere Karbide erreicht. Dies trägt zur Optimierung der Verformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls bei. Si in den erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalten trägt zudem zur Erhöhung der Festigkeit durch Mischkristall-Härtung bei. Hierzu sind Si-Gehalte von mindestens 0,1 Gew.-%, optimaler Weise mindestens 0,2 Gew.-%, erforderlich. Bei über 0,45 Gew.-% liegenden Gehalten an Si würde die Gefahr der Seigerung in Oberflächennähe bestehen. Diese Seigerungen würden nicht nur Oberflächenfehler bewirken und die Schweißeignung herabsetzen, sondern auch die Eignung von aus erfindungsgemäßem Stahl gefertigten Produkten, insbesondere Stahlflachprodukten, wie Blechen oder Bändern, zur Beschichtung mit einer metallischen Schutzschicht, insbesondere einer Zn-basierten Schutzschicht, beispielsweise durch Schmelztauchbeschichten oder elektrolytisches Beschichten, verschlechtern. Um negative Effekte der Anwesenheit von Si im erfindungsgemäßen Stahl besonders sicher zu vermeiden, kann der Si-Gehalt auf höchstens 0,3 Gew.-% beschränkt werden.
• Mangan "Mn" ist im erfindungsgemäßen Komplexphasenstahl in Gehalten von 1 - 2,5 Gew.-% enthalten. Mn bewirkt eine starke Mischkristallverfestigung, verzögert als Austenitbildner die Umwandlungskinetik von Austenit zu Ferrit und trägt damit zur Absenkung der Bainitstarttemperatur bei. Eine niedrige Bainitstarttemperatur wirkt sich günstig auf das thermodynamische Walzen aus. Indem es MnS bildet, trägt Mn darüber hinaus zur Abbindung von als technisch unvermeidbare Verunreinigung vorhandenen Gehalten an Schwefel bei, falls hierzu keine ausreichende Mengen an anderen zur Abbindung von S erfindungsgemäß vorgesehenen Elementen, wie Ti, in der jeweiligen erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahllegierung vorhanden sind. Durch die Abbindung von S lassen sich Heißrisse vermeiden. Diese positiven Effekte von Mn lassen sich im erfindungsgemäß zusammengesetzten Stahl insbesondere dann nutzen, wenn der Mn-Gehalt mindestens 1,7 Gew.-% beträgt. Zu hohe Mn-Gehalte würden allerdings die Gefahr der Entstehung von Seigerungen mit sich bringen, die Inhomogenitäten bei der Verteilung der Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlwerkstoffs nach sich ziehen könnten. Darüber hinaus würde bei zu hohen Mn-Gehalten die Erzeugung und Umformung des erfindungsgemäßen Stahls erschwert. Diese negativen Effekte können dadurch besonders sicher vermieden werden, dass der Mn-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf höchstens 1,9 Gew.-% beschränkt wird.
• Aluminium "Al" in Gehalten von 0,005 - 0,05 Gew.-% wird bei der Erzeugung des erfindungsgemäßen Stahls zur Desoxidation eingesetzt. Hierzu können Al-Gehalte von mindestens 0,02 Gew.-% vorteilhaft sein. Zu hohe Al-Gehalte würden jedoch die Vergießbarkeit des Stahls herabsetzen.
• Chrom "Cr" verzögert zum einen in gelöster Form die voreutektoide Ferritbildung (Phasenumwandlungsverzögerung) bei höheren Temperaturen. Des Weiteren wird Cr im erfindungsgemäßen Legierungskonzept insbesondere zugegeben, um die C-Diffusion in den Restaustenit während der bainitischen Umwandlung zu reduzieren. Cr bildet erst bei vergleichbar tiefen Temperaturen, nämlich im Temperaturbereich der bainitischen Umwandlung, Karbide. Im Kristallgitter verbliebener gelöster Kohlenstoff, der normalerweise aus den umgewandelten Gefügebereichen in die austenitischen Bereiche diffundieren würde, wird vom Cr größtenteils abgebunden, sobald sich lokal Kohlenstoffgehalte > 0,03 % C ergeben (z.B. (Cr, Fe)₄C, (Cr, Fe)₇C3). Infolgedessen kann sich der Austenit nicht durch C-Anreicherung stabilisieren. Größere Anteile von Restaustenit im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls werden so vermieden. Ein weiterer positiver Effekt besteht darin, dass die Martensit-Start-Temperatur (Ms-Temperatur) sinkt. Hierdurch sinkt die Wahrscheinlichkeit, dass im weiteren Abkühlverlauf der Restaustenit martensitisch statt bainitisch umwandelt. Somit werden weitgehend Phasen mit großen Härteunterschieden vermieden und die Kantenrissempfindlichkeit gesenkt. Um diese Effekte zu erzielen, enthält der Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts Cr in Gehalten von 0,5 - 1 Gew.-%. Dabei lassen sich die positiven Wirkungen von Cr dadurch besonders sicher nutzen, dass der Cr-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls auf mindestens 0,6 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,65 Gew.-%, beträgt. Cr-Gehalte von mindestens 0,69 Gew.-% haben sich hier als besonders vorteilhaft herausgestellt. Besonders effektiv wirken sich Cr-Gehalte von bis zu 0,8 Gew.-% aus.
• Molybdän "Mo" in Gehalten von 0,05 - 0,15 Gew.-% führt im erfindungsgemäßen Stahl zur Bildung feiner Karbide oder Karbonitride. Diese verzögern die Rekristallisation des Austenits im Warmwalzprozess und tragen, wie weiter unten im Einzelnen erläutert, zur Strukturfeinung bei, indem sie die Nichtrekristallisationstemperatur Tnr erhöhen. Durch die feine Struktur und die feinen Karbide wird eine Festigkeitssteigerung erzielt. Dieser Effekt wird durch die erfindungsgemäß vorgesehene gleichzeitige Anwesenheit von Nb im erfindungsgemäßen Stahl zusätzlich verstärkt. Mo verzögert zudem alle Phasenumwandlungsvorgänge. Diese Verzögerung kann so weit gehen, dass es zu einer räumlichen Trennung der Ferrit-Bainit-Phasengebiete im ZTU-Diagramm kommt. Gleichzeitig senkt Mo die Bainitstarttemperatur, d.h. die Temperatur, ab der die Bainitbildung einsetzt.
• Mo unterbindet darüber hinaus die Kongrenzensegregation von weiteren Elementen (z. B. Phosphor). Um auch beim erfindungsgemäßen Stahl diese Effekte zu nutzen, beträgt der Mo-Gehalt mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,1 Gew.-%. Im Stand der Technik werden die positiven Effekte von Mo zur Einstellung der jeweils geforderten hohen mechanischen Eigenschaften, wie ein optimiertes Lochaufweitungsvermögen, genutzt. Wegen der hohen Kosten, die mit hohen Mo-Gehalten einhergehen, ist der Mo-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls jedoch unter Kosten-Nutzen-Gesichtspunkten auf höchstens 0,15 Gew.-% beschränkt. Gleichzeitig sind die C-, Nb- und Cr-Gehalte des erfindungsgemäßen Stahls so eingestellt, dass trotz der vergleichbar geringen erfindungsgemäß vorgesehenen Mo-Gehalte mechanische Eigenschaften, insbesondere ein hohes Lochaufweitungsvermögen, erzielt werden, die Eigenschaften von aus dem Stand der Technik bekannten, auf hohen Mo-Gehalten beruhenden Legierungskonzepten mindestens gleich sind.
• Niob "Nb" hat im erfindungsgemäßen Stahl vergleichbare Wirkungen wie Mo. Nb ist dabei durch Bildung feiner Ausscheidungen eines der wirkungsvollsten Elemente für eine Rekristallisationsverzögerung in hohen Temperaturbereichen. Durch die Zugabe von Nb werden die Bedingungen für die Rekristallisation und das thermomechanische Walzen positiv beeinflusst. Um diese Effekte zu erzielen haben sich Gehalte von mindestens 0,045 Gew.-% als besonders vorteilhaft erwiesen. Nb-Gehalte von mehr als 0,1 Gew.-% sollten dagegen vermieden werden, weil über dieser Grenze liegende Nb-Gehalte zur Bildung gröberer Karbide und zur Verminderung der Schweißeignung führen würden. Besonders effektiv lässt sich die Wirkung von Nb im erfindungsgemäßen Stahl nutzen, wenn der Nb-Gehalt auf max. 0,06 Gew.% beschränkt ist. Praktische Versuche haben hier gezeigt, dass bei Nb-Gehalten von 0,045 - 0,06 Gew.-% und bei gleichzeitiger Anwesenheit von 0,03 - 0,09 Gew.-% C im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls sehr feine Nb-Karbid- und Nb-Karbonitrid-Teilchen mit einem mittleren Durchmesser von 4 - 5 nm erzielt werden können.
• Titan "Ti" bildet ebenfalls feine Karbide oder Karbonitride, die eine starke Festigkeitssteigerung bewirken. Zu diesem Zweck enthält erfindungsgemäßer Stahl 0,05 - 0,2 Gew.-% Ti, wobei sich der positive Einfluss von Ti bei Ti-Gehalten von mindestens 0,1 Gew.-% besonders sicher nutzen lässt. Bei Gehalten von mehr als 0,2 Gew.-% ist der Effekt der Teilchenhärtung dagegen weitestgehend gesättigt. Eine optimale Wirksamkeit in dieser Hinsicht kann dadurch erreicht werden, dass der Ti-Gehalt auf höchstens 0,13 Gew.-% beschränkt wird.
• Dabei stehen der Ti-Gehalt und der N-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls in Wechselwirkung. Bei hohen Temperaturen bildet sich inital TiN, dessen Anwesenheit ebenfalls zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften beitragen kann. Initial gebildetes TiN unterdrückt das Kornwachstum während der Wiedererwärmung der Brammen, da keine Auflösung der Teilchen stattfindet.
• Die gute Schweißeignung des erfindungsgemäßen Stahls für alle gängigen Schweißverfahren ist durch ein in dieser Hinsicht optimales Kohlenstoffäquivalent belegt, welches unabhängig davon, nach welcher der im Stand der Technik bekannten Methoden es berechnet wird, niedrig ist. Eine der gängigsten Methoden zur Berechnung des Kohlenstoffäquivalents ist im Stahl-Eisen-Werkstoffblatt SEW 088 Beiblatt 1:1993-10 festgelegt. Das hiernach für erfindungsgemäße Stahlflachprodukte bestimmte Kohlenstoffäquivalent CET liegt regelmäßig bei Werten von maximal 0,45 %, bevorzugt bei Werten von maximal 0,30 %.
• Durch die im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt in Folge der Anwesenheit von Ti und N enthaltenenTitannitride, welche sich bereits bei der Erzeugung des Stahls in der Schmelze bilden und sich im Schweißprozess nicht auflösen, bleiben die mechanischen Kennwerte bei der Verschweißung eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts im Schweißnahtbereich und der Wärmeeinflusszone auf einem ähnlichen Niveau wie beim Grundwerkstoff. Die Titannitride wirken einer deutlichen Kornvergröberung wirksam entgegen und wirken gleichzeitig als Keime für die Kristallneubildung innerhalb der Schmelze.
• Die Größe von initial gebildeten TiN-Partikeln ist insbesondere vom Ti:N-Verhältnis abhängig. Je größer der Wert des Ti/N-Verhältnisses desto feinverteilter werden TiN-Partikel ab einer Temperatur von etwa 1300 °C bei der Stahlerstarrung ausgeschieden, da alle N-Atome mit Ti-Atomen zügig eine Verbindung bilden können. Durch die feine Verteilung und geringe Initialgröße der TiN-Ausscheidungen wird ein übermäßiges Wachstum der Teilchen verhindert, welches andernfalls in Folge der Ostwaldreifung zwischen 1300 - 1100 °C bei der Brammenabkühlung und Ofenreise eintreten könnte. Zur Unterstützung dieses Effekts kann das aus dem Ti-Gehalt %Ti und dem N-Gehalt %N gebildete Verhältnis %Ti/%N auf %Ti/%N>3,42 eingestellt werden.
• Stickstoff "N" ist im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,001 - 0,009 Gew.-% enthalten, um die Bildung von Nitriden und Karbonitriden zu ermöglichen. Besonders sicher kann diese Wirkung bei N-Gehalten von mindestens 0,003 Gew.-% erreicht werden. Gleichzeitig ist der N-Gehalt mit max. 0,009 Gew.-% beim erfindungsgemäßen Stahl so begrenzt, dass grobe Ti-Nitride weitestgehend vermieden werden. Um dies besonders sicher zu erreichen, kann der N-Gehalt auf max. 0,006 Gew.-% begrenzt werden.
• Schwefel "S" und Phosphor "P" zählen zu den grundsätzlich unerwünschten Verunreinigungsbestandteilen eines erfindungsgemäßen Stahls, gelangen aber im Zuge der Erschmelzung technisch unvermeidbar in den Stahl. Für eine niedrige Kantenrissempfindlichkeit bei einem bainitischen Konzept ist es jedoch wichtig, insbesondere den S-Gehalt so niedrig wie möglich einzustellen. S bildet mit Mn die duktile Verbindung MnS. Diese Phase streckt sich beim Warmwalzen in Walzrichtung und wirkt sich durch eine im Vergleich zu anderen Phasen niedrige Festigkeit stark negativ auf die Kantenrissempfindlichkeit aus. Deshalb sollte der Schwefelgehalt sekundärmetallurgisch so niedrig wie möglich eingestellt werden. Die erfindungsgemäß vorgesehenen Gehalte an Ti können in dieser Hinsicht auch zur Abbindung von S genutzt werden, da Ti mit S Titansulfid (TiS) oder zusammen mit C Titankarbosulfid (Ti₄C₂S₂) bildet. Diese Sulfide weisen eine deutlich höhere Härte als MnS auf und strecken sich beim Warmwalzen kaum, so dass keine schädlichen MnS-Zeilen nach dem Walzen vorliegen. Um negative Auswirkungen auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls zu vermeiden, ist dementsprechend sein S-Gehalt auf höchstens 0,005 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,001 Gew.-%, und sein P-Gehalt auf höchstens 0,02 Gew.-% beschränkt.
• Über die Bedingung (1) $$\%\mathrm{Ti}>\left(48/14\right)\%\mathrm{N}+\left(48/32\right)\%\mathrm{S}$$

  

  sind im Übrigen der Ti-Gehalt %Ti, der N-Gehalt %N und der S-Gehalt %S eines erfindungsgemäßen Stahls so in Bezug zueinander gesetzt, dass eine ausreichende Bildung von Keimstellen für die bainitische Umwandlung durch TiN und eine optimierte Feinkörnigkeit nach dem Schweißen gesichert ist.
Gleichzeitig sind
• der Nb-Gehalt %Nb, der C-Gehalt %C, N-Gehalt %N und der S-Gehalt %S eines erfindungsgemäßen Stahls so aufeinander abgestimmt, dass eine optimierte Feinkörnigkeit durch die Bildung einer ausreichenden Anzahl an Keimstellen und eine optimierte Festigkeit durch die Bildung von Nb(C, N) unter Berücksichtigung des vorher ablaufenden Abbindens von N durch Ti erzielt wird. Ausdrücken lässt sich dies durch die Beziehung $$\%\mathrm{Nb}<\left(93/12\right)\%\mathrm{C}+\left[\left(93/14\right)\%\mathrm{N}-\left(48/14\right)\%\mathrm{N}\right]+\left(45/32\right)\%\mathrm{S}$$

  

  was wiederum die Bedingung (2) $$\%\mathrm{Nb}<\left(93/12\right)\%\mathrm{C}+\left(45/14\right)\%\mathrm{N}+\left(45/32\right)\%\mathrm{S}$$

  

  ergibt.
• Kupfer "Cu" gelangt ebenfalls im Zuge der Stahlerzeugung als in der Regel unvermeidbares Begleitelement in den erfindungsgemäßen Stahl. Die Anwesenheit von höheren Gehalten an Cu würde nur im geringen Maße zur Festigkeitssteigerung beitragen und hätte zudem negative Auswirkungen auf die Umformbarkeit des Stahls. Um die daher überwiegend negativen Einflüsse von Cu zu verhindern, ist der Cu-Gehalt im erfindungsgemäßen Stahl auf höchstens 0,1 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,06 Gew.-%, beschränkt.
• Magnesium "Mg" stellt im erfindungsgemäßen Stahl ebenfalls ein im Zuge der Stahlerzeugung unvermeidbar in den Stahl gelangendes Begleitelement dar. Mg kann bei der Erzeugung eines erfindungsgemäßen Stahls zum Desoxidieren genutzt werden. Dabei formt Mg mit O und S feine Oxide oder Sulfide, welche sich beim Schweißen günstig auf die Duktilität des Stahls im Bereich der die jeweilige Schweißstelle umgebenden Wärmeeinflusszone auswirken wirken können, indem sie das Kornwachstum reduzieren. Allerdings steigt bei höheren Mg-Gehalten beim Vergießen des Stahls im Strangguss die Gefahr des Zusetzens des Tauchrohrs durch vorzeitiges lokales Erstarren ("Clogging"). Um dieser Gefahr zu begegnen, ist der Mg-Gehalt eines erfindungsgemäßen Stahls auf max. 0,0005 Gew.-% beschränkt.
• Der Gehalt an Sauerstoff "O" eines erfindungsgemäßen Stahls ist auf max. 0,01 Gew.-% beschränkt, um die Entstehung von groben Oxiden zu vermeiden, welche die Gefahr einer Versprödung des Stahls mit sich bringen würden.
• Eines oder mehrere Elemente aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" können dem erfindungsgemäßen Stahl wahlweise zugegeben werden, um bestimmte Effekte zu erzielen. Hierbei gelten für die Gehalte an den jeweils optional vorhandenen Legierungselementen dieser Gruppe folgende Maßgaben:
  Nickel "Ni" kann in Gehalten von bis zu 1 Gew.-% vorhanden sein. Ni erhöht dabei die Festigkeit des Stahls. Gleichzeitig trägt Ni zur Verbesserung der Tieftemperaturzähigkeit (z. B. Kerbschlagversuch nach Charpy DIN EN ISO 148:2011) bei. Des Weiteren verbessert die Anwesenheit von Ni die Zähigkeit in der Wärmeeinflusszone von Schweißnähten. Allerdings reicht die aufgrund seines weitaus überwiegend bainitischen Gefüges erzielte Grundzähigkeit des erfindungsgemäßen Stahls für die meisten Anwendungen aus. Daher wird Ni nur bedarfsweise zugegeben, wenn eine weitere Steigerung dieser Eigenschaft angestrebt wird. Unter Kosten-Nutzen-Gesichtspunkten erweisen sich in diesem Zusammenhang Ni-Gehalte von max. 0,3 Gew.-% als besonders zweckmäßig.
• Bor "B" kann dem erfindungsgemäßen Stahl optional zugegeben werden, um die bainitische Umwandlung zu verzögern und die Entstehung von nadeligen Strukturen im Gefüge des erfindungsgemäßen Stahls zu fördern. Insbesondere in Kombination mit Nb oder V bewirkt B diese Verstärkung der Umwandlungsverzögerungen (Ferrit-Bainit und Bainit-Martensit). Bei gleichzeitiger Anwesenheit von V und B weist der erfindungsgemäße Stahl im Zeit-Temperatur-Umwandlungsdiagramm ("ZTU-Diagramm") ein sehr gut ausgeprägtes Bainitgebiet auf, das bei der Abkühlung des Stahls mit vergleichbar geringen und breit gefächerten Abkühlgeschwindigkeiten von beispielsweise 5 - 50 °C/s erreicht werden kann. Bei kombinierter Anwesenheit von B und Nb kann allerdings eine signifikante Zunahme der Größe von Nb(CN)-Ausscheidungen und als Folge davon eine Zunahme von Paketgröße und Nadellänge des Bainits eintreten. Negative Auswirkungen der Anwesenheit von B, wie auch die Gefahr einer Korngrenzen-Segregation, lassen sich dadurch vermeiden, dass der B-Gehalt auf max. 0,005 Gew.-%, insbesondere 0,003 Gew.-%, beschränkt ist, wobei sich die positiven Wirkungen der Anwesenheit von B bei Gehalten von mindestens 0,0015 Gew.-% sicher nutzen lassen.
• Vanadium "V" kann einem erfindungsgemäßen Stahl ebenso optional zugegeben werden, um im Gefüge des Stahls feine V-Karbide oder V-Karbonitride zu erhalten und um, wie voranstehend erläutert, in Kombination mit B die Ausbildung eines ausgeprägt freiliegenden Bainitgebiets im ZTU-Diagramm zu fördern. Diese positiven Effekte lassen sich dann sicher nutzen, wenn mindestens 0,06 Gew.-% V im Stahl enthalten sind. Negative Auswirkungen der Anwesenheit von V, wie die Bildung von aus V in Kombination mit Nb-Teilchen entstehenden groben Clusters, werden dabei dadurch vermieden, dass der V-Gehalt im erfindungsgemäß legierten Stahl auf höchstens 0,3 Gew.-%, insbesondere höchstens 0,15 Gew.-%, beschränkt ist.
• Als weitere Option kann Kalzium "Ca" im erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,0005 - 0,005 Gew.-% gezielt vorhanden sein, um eine Einformung von nichtmetallischen Einschlüssen (vorwiegend Sulfide, z.B. MnS), welche - falls vorhanden - die Kantenrissempfindlichkeit steigern könnten, zu bewirken. Gleichzeitig ist Ca ein preiswertes Element zum Desoxidieren, wenn besonders niedrige Sauerstoffgehalte eingestellt werden sollen, um beispielsweise die Entstehung von schädlichen Al-Oxiden im erfindungsgemäßen Stahl sicher zu vermeiden. Des Weiteren kann Ca zur Abbindung von im Stahl vorhandenem S beitragen. Ca bildet zusammen mit Al kugelförmige Calcium-Aluminium-Oxide und bindet dabei Schwefel an der Oberfläche der Calcium-Aluminium-Oxide mit ein.
• Dem erfindungsgemäßen Stahl können optional auch Zirkon "Zr", Tantal "Ta" oder Wolfram "W" zugegeben werden, um durch Bildung von Karbiden oder Karbonitriden die Entstehung eines feinkörnigen Gefüges zu fördern. Hierzu sind unter Kosten-Nutzen-Gesichtspunkten und im Hinblick auf möglicherweise negative Auswirkungen der Anwesenheit zu großer Gehalte, wie eine Beeinträchtigung der Kaltumformbarkeit des erfindungsgemäßen Stahls, die Gehalte an Zr-, Ta- oder W-Gehalte in einem erfindungsgemäßen Stahls so eingestellt, dass die Summe der Gehalten an Zr, Ta und W höchstens 2 Gew.-% beträgt.
• Metalle der Seltenen Erden "REM" können dem erfindungsgemäßen Stahl in Gehalten von 0,0005 - 0,05 Gew.-% zugegeben werden, um nichtmetallische Einschlüsse (vorwiegend Sulfide z.B. MnS) einzuformen und eine Desoxidation des Stahls bei seiner Erzeugung zu bewirken. Gleichzeitig können REM zur Kornfeinung beitragen. Über 0,05 Gew.-% liegende Gehalte an REM sollten vermieden werden, da derart hohe Gehalte die Gefahr von Clogging mit sich bringen und somit die Vergießbarkeit des Stahls beeinträchtigen könnten.
• Als weiteres optional zugegebenes Element kann Kobalt "Co" im erfindungsgemäßen Stahl vorhanden sein, um durch Hemmung des Kornwachstums die Entstehung eines feinen Gefüges im erfindungsgemäßen Stahl zu fördern. Dieser Effekt wird bei Co-Gehalten von bis zu 1 Gew.-% erzielt.
• Bei der Konzeptionierung des Stahls, aus dem ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt besteht, ist die Erfindung folglich von dem Gedanken ausgegangen, dass nur geringe Gehalte an Molybdän zum Einsatz kommen sollen, dass aber eine vollständige Substitution von Mo nicht zielführend ist.
• Deshalb enthält ein erfindungsgemäßer Stahl einen Pflichtbestandteil von 0,05 - 0,1 Gew.-% Mo. Gleichzeitig sind im erfindungsgemäßen Stahl bei einem sehr niedrigen Kohlenstoffgehalt Gehalte an Cr und Nb vorhanden, um die aus dem Stand der Technik bekannte vorteilhafte Wirkung höherer Mo-Gehalte zu substituieren. Durch die erfindungsgemäße Kombination der C-, Mo-, Cr- und Nb-Gehalte wird ein optimiertes Ausscheidungsverhalten erzielt.
• Ein wesentliches Mittel hierzu ist die erfindungsgemäße vorgenommene Einstellung der Gehalte an den Elementen Ti, Nb, Cr, Mo, C, N im Stahl eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts. Das Kohlenstoffangebot ist dabei so gering eingestellt, dass die Ausscheidung von möglichst feinen Partikeln begünstigt wird, gleichzeitig aber so hoch, dass es zur Bildung einer ausreichend großen Zahl von Ausscheidungen kommt. Hierbei ist das Zusammenspiel von C mit Mo, Nb und Cr entscheidend. Mo und Nb haben ähnliche Karbidbildungstemperaturen und verstärken gegenseitig ihren Effekt bezüglich der Karbidbildung. Durch die erfindungsgemäß vorgesehenen Karbidbildner werden die Karbide feiner, verzögern dadurch noch stärker die Rekristallisation des Austenits beim thermomechanischen Walzen und tragen dadurch besonders stark zur Strukturfeinung des im Stahlflachprodukt erhaltenen Bainits bei.
• Durch eine geeignete Kombination der Gehalte an den Legierungselementen C, Si, Mn, Ni, Cr und Mo kann die Härte der im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts bei gleichzeitiger Berücksichtigung der für die Einstellung der Härte entscheidenden Abkühlraten gezielt beeinflusst werden. Um hohe Lochaufweitungen zu erreichen, ist es dabei das zentrale Ziel, die Härten der Phasenanteile so einzustellen, dass sie nicht zu stark voneinander abweichen. Dabei spielen sowohl die Mischkristallverfestigung, als auch die Bildung von Ausscheidungen eine Rolle.
• Wie bereits oben erwähnt, kommt der Beschaffenheit des Bainits im Hinblick auf die erfindungsgemäß erzielte Optimierung der mechanischen Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts eine besondere Bedeutung zu. Durch eine geeignete Abstimmung der Härte des im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits in Bezug auf die Gesamthärte wird dabei insbesondere das überlegene Lochaufweitungsvermögen erfindungsgemäßer Stahlflachprodukte erreicht.
• Eine besonders homogene Härteverteilung im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts und ein damit einhergehendes, auch höchsten Anforderungen gerecht werdendes Lochaufweitungsvermögen kann demzufolge dadurch gewährleistet werden, dass die Legierungsgehalte des Stahls eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts so aufeinander abgestimmt werden, dass für die gemäß der Formel $$\begin{array}{c}\mathrm{HvB}=-323+185\%\mathrm{C}+330\%\mathrm{Si}+153\%\mathrm{Mn}+65\%\mathrm{Ni}+144\%\mathrm{Cr}+191\%\mathrm{Mo}+\\ \left(89+53\%\mathrm{C}-55\%\mathrm{Si}-22\%\mathrm{Mn}-10\%\mathrm{Ni}-20\%\mathrm{Cr}-33\%\mathrm{Mo}\right)*\ln \mathrm{dT}/\mathrm{dt}\end{array}$$

  

  berechnete theoretische Härte HvB des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits und die gemäß der Formel $$\mathrm{Hv}=\mathrm{XM}*\mathrm{Hvm}+\mathrm{XB}*\mathrm{HvB}+\mathrm{XF}*\mathrm{HvF}$$

  

  berechnete theoretische Gesamthärte Hv des Stahlflachprodukts gilt: $$\left|\left(\mathrm{Hv}-\mathrm{HvB}\right)/\mathrm{Hv}\right|\le 5\%$$

  

  wobei die theoretische Härte HvM des im Gefüge des Stahlflachprodukts gegebenenfalls enthaltenen Martensits nach der Formel $$\mathrm{HvM}=127+949\%\mathrm{C}+27\%\mathrm{Si}+11\%\mathrm{Mn}+8\%\mathrm{Ni}+16\%\mathrm{Cr}+21*\ln \mathrm{dT}/\mathrm{dt},$$

  

  und die theoretische Härte HvF des im Gefüge des Stahlflachprodukts gegebenenfalls enthaltenen Ferrits HvF nach der Formel $$\begin{array}{c}\mathrm{HvF}=42+223\%\mathrm{C}+53\%\mathrm{Si}+30\%\mathrm{Mn}+\mathrm{12,6}\%\mathrm{Ni}+7\%\mathrm{Cr}+19\%\mathrm{Mo}+\\ \left(10-19\%\mathrm{Si}+4\%\mathrm{Ni}+8\%\mathrm{Cr}-130\%\mathrm{V}\right)*\ln \mathrm{dT}/\mathrm{dt}\end{array}$$

  

  berechnet werden und wobei mit "%C" der jeweilige C-Gehalt, mit "%Si" der jeweilige Si-Gehalt, mit "%Mn" der jeweilige Mn-Gehalt, mit "%Ni" der jeweilige Ni-Gehalt, mit "%Cr" der jeweilige Cr-Gehalt, mit "%Mo" der jeweilige Mo-Gehalt sowie mit "%V" der jeweilige V-Gehalt des Komplexphasenstahls, jeweils angegeben in Gew.-%, mit "In dT/dt" der natürliche Logarithmus der so genannten "t 8/5 Kühlrate", d.h., der Kühlrate, mit der der Temperaturbereich von 800 - 500 °C bei der Abkühlung durchlaufen wird, angegeben in K/s, mit "XM" der Anteil des Martensits, mit "XB" der Anteil des Bainits und mit "XF" der Anteil des Ferrits am Gefüge des Stahlflachprodukts, jeweils angegeben in Flächen-%, bezeichnet sind.
• Das Verhältnis (Hv - HvB) / Hv beschreibt den Härteunterschied zwischen der theoretischen Gesamthärte und der Bainithärte als dominierende Phase und stellt als solches ein Indiz für die Homogenität der Härteverteilung im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts dar. Dadurch, dass die berechnete theoretische Gesamthärte Hv betragsmäßig um höchstens 5 % von der berechneten theoretischen Härte HvB des im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts abweicht, ist sichergestellt, dass im Gefüge eine gleichmäßige Härteverteilung vorliegt. Auf diese Weise wird vermieden, dass Phasen unterschiedlicher Härte als innere Kerben wirken können, die ein Versagen bei Lochaufweitung initiieren können. Je näher die Härte Hv des Gesamtgefüges an der Härte HvB der im Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts dominierenden bainitischen Phase liegt, d. h. je kleiner die Abweichung zwischen der Härte Hv und der Härte HvB ist, desto besser verhält sich ein erfindungsgemäßes Stahlflachprodukt bei der Lochaufweitung.
• Demselben Zweck kann es dienen, wenn bei Anwesenheit von Ferrit im Gefüge des Stahlflachprodukts für die gemäß der voranstehend bereits genannten Formel $$\begin{array}{c}\mathrm{HvB}=-323+185\%\mathrm{C}+330\%\mathrm{Si}+153\%\mathrm{Mn}+65\%\mathrm{Ni}+144\%\mathrm{Cr}+191\%\mathrm{Mo}+\\ \left(89+53\%\mathrm{C}-55\%\mathrm{Si}-22\%\mathrm{Mn}-10\%\mathrm{Ni}-20\%\mathrm{Cr}-33\%\mathrm{Mo}\right)*\ln \mathrm{dT}/\mathrm{dt}\end{array}$$

  

  berechnete theoretische Härte HvB des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits und die gemäß der Formel $$\begin{array}{c}\mathrm{HvF}=42+223\%\mathrm{C}+53\%\mathrm{Si}+30\%\mathrm{Mn}+\mathrm{12,6}\%\mathrm{Ni}+7\%\mathrm{Cr}+19\%\mathrm{Mo}+\\ \left(10-19\%\mathrm{Si}+4\%\mathrm{Ni}+8\%\mathrm{Cr}-130\%\mathrm{V}\right)*\ln \mathrm{dT}/\mathrm{dt}\end{array}$$

  

  berechnete theoretische Härte HvF des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Ferrits gilt: $$\left|\left(\mathrm{HvB}-\mathrm{HvF}\right)/\mathrm{HvF}\right|\le 35\%$$

  

  wobei auch hier mit "%C" der jeweilige C-Gehalt, mit "%Si" der jeweilige Si-Gehalt, mit "%Mn" der jeweilige Mn-Gehalt, mit "%Ni" der jeweilige Ni-Gehalt, mit "%Cr" der jeweilige Cr-Gehalt, mit "%Mo" der jeweilige Mo-Gehalt sowie mit "%V" der jeweilige V-Gehalt des Komplexphasenstahls, jeweils angegeben in Gew.-%, und mit "In dT/dt" der natürliche Logarithmus der so genannten "t 8/5 Kühlrate" in K/s bezeichnet sind.
• Das Verhältnis (HvB - HvF) / HvF beschreibt den Unterschied zwischen der theoretischen Härte HvB der das Gefüge eines erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts dominierenden Bainit-Phase und der theoretischen Härte HvF der im Gefüge gegebenenfalls ebenfalls anwesenden Ferrit-Phase, die als weichere Phase einen großen Einfluss auf potenzielle Mikroanrisse an den Phasengrenzen haben kann. Indem die Legierungsbestandteile des erfindungsgemäßen Stahls so aufeinander abgestimmt werden, dass die gemäß Formel (3) berechnete theoretische Härte HvB des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits betragsmäßig um höchstens 35 % von der gemäß Formel (6) berechneten theoretischen Härte des im Gefüge des Stahls gegebenenfalls enthaltenen Ferrits abweicht, kann das Risiko minimiert werden, dass es ausgehend von im Gefüge enthaltenen Phasen, zwischen denen höhere Festigkeitsunterschiede bestehen, Mikrorisse ausgehen. Indem die Abweichung der theoretischen Härten HvB und HvF in der erfindungsgemäßen Weise durch eine geeignete Abstimmung der Gehalte an den Legierungsbestandteilen begrenzt wird, lässt sich eine auch im Hinblick auf das Lochaufweitungsverhalten optimierte Eigenschaftsverteilung im erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt gewährleisten.
• Gemäß der Erfindung lässt sich ein erfindungsgemäß beschaffenes Stahlflachprodukt herstellen, indem erfindungsgemäß mindestens folgende Arbeitsschritte absolviert werden:
1. a) Erschmelzen eines Stahls, der aus (in Gew.-%) C: 0,01 - 0,1 %, Si: 0,1 -0,45 %, Mn: 1 - 2,5 %, Al: 0,005 - 0,05 %, Cr: 0,5 - 1 %, Mo: 0,05 - 0,15 %, Nb: 0,045 - 0,1 %, Ti: 0,05 - 0,2 %, N: 0,001 - 0,009 %, P: weniger als 0,02 %, S: weniger als 0,005 %, Cu: bis zu 0,1 %, Mg: bis zu 0,0005 %, O: bis zu 0,01 %, sowie jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei für die Gehalte an den optional zugegebenen Elementen der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" gilt, dass der Ni-Gehalt bis zu 1 %, der B-Gehalt bis zu 0,005 %, der V-Gehalt bis zu 0,3 %, der Ca-Gehalt 0,0005 - 0,005 %, der Gehalt an Zr, Ta und W in Summe bis zu 2 %, die Gehalte an REM 0,0005 - 0,05 % und der Gehalt an Co bis zu 1 % beträgt, und wobei die Gehalte des Komplexphasenstahls an Ti, Nb, N, C und S folgende Bedingungen erfüllen: $$\%\mathrm{Ti}>\left(48/14\right)\%\mathrm{N}+\left(48/32\right)\%\mathrm{S}$$
   
   $$\%\mathrm{Nb}<\left(93/12\right)\%\mathrm{C}+\left(45/14\right)\%\mathrm{N}+\left(45/32\right)\%\mathrm{S}$$
   
   • mit %Ti: jeweiliger Ti-Gehalt,
   • %Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,
   • %N: jeweiliger N-Gehalt,
   • %C: jeweiliger C-Gehalt,
   • %S: jeweiliger S-Gehalt, wobei %S auch "0" sein kann;
2. b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt;
3. c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine 1100 - 1300 °C betragende Vorwärmtemperatur;
4. d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Band,
   • wobei die Walzanfangstemperatur WAT des Vorprodukts beim Start des Warmwalzens 1000 - 1250 °C und die Walzendtemperatur WET des fertig warmgewalzten Bands 800 - 950 °C beträgt und
   • wobei das Warmwalzen in einem Temperaturbereich RLT - RST mit einem Abnahmeverhältnis d0/d1 von mindestens 1,5 durchgeführt wird,
   • wobei mit d0 die Anfangsdicke d0 des warmgewalzten Bandes vor dem Beginn des Walzens im Temperaturbereich RLT - RST und mit d1 die Dicke des warmgewalzten Bandes nach dem Walzen im Temperaturbereich RLT - RST bezeichnet ist, und
   • wobei
     • im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 ≤ 2 ist, die Temperatur RLT = Tnr + 50 °C beträgt,
     • im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 > 2 ist, die Temperatur RLT = Tnr + 100 °C beträgt,
     • im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 ≥ 2 ist, die Temperatur RST = Tnr - 50 °C beträgt,
     • im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 < 2 ist, die Temperatur RST = Tnr - 100 °C beträgt,
     • und mit Tnr die Nicht-Rekristallisationstemperatur bezeichnet ist, welche wie folgt berechnet wird: $$\mathrm{Tnr}\left[°\mathrm{C}\right]=174*\log \left\{\%\mathrm{Nb}*\left(\%\mathrm{C}+12/14\%\mathrm{N}\right)\right\}+1444$$
       
       • mit %Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,
       • %C: jeweiliger C-Gehalt,
       • %N: jeweiliger N-Gehalt;
5. e) Abkühlen des fertig warmgewalzten Warmbands mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mehr als 15 K/s auf eine 350 - 600 °C betragende Haspeltemperatur HT;
6. f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur HT abgekühlten Warmbands zu einem Coil und Abkühlen des Warmbands im Coil.
• Von besonderer Bedeutung für die erfindungsgemäß angestrebte Ausbildung eines bainitischen Gefüges im erfindungsgemäß erzeugten Stahlflachprodukt ist der als Arbeitsschritt d) durchgeführte thermomechanische Warmwalzprozess vor der Kühlphase, in der es zur Phasenumwandlung kommt. Ziel des thermomechanischen Walzens ist es hier, unmittelbar vor der Phasenumwandlung so viele Keimstellen wie möglich als Ansatzpunkt für die Kristallneubildung zu erzeugen. Dafür muss eine Rekristallisation des Austenits während des Walzens oberhalb der Ac3- Temperatur des Stahls unterdrückt werden.
• Im ersten Schritt soll die Gussstruktur der Bramme beim Warmwalzen aufgebrochen und in eine rekristallisierte Austenitstruktur überführt werden. Abhängig von der zur Verfügung stehenden Warmwalzanlage kann dieser erste Schritt im Sinne eines konventionellen Vorwalzens unter Berücksichtigung der hier genannten Bedingungen durchgeführt werden. Erforderlichenfalls kann dabei der erste Walzschritt auch mehr als einen Warmwalzstich umfassen. Wichtig ist, dass im Zuge des ersten Walzschritts bzw. des Vorwalzens die Rekristallisation noch vollständig erfolgen und nicht behindert werden soll.
• Die nachfolgenden Walzstiche in der Warmwalzfertigstaffel werden dann so durchgeführt, dass die Rekristallisation stetig stärker gehemmt wird. Dies erfolgt vorwiegend durch Ausscheidungen der zugesetzten Legierungselemente, welche eine direkte Auswirkung auf die Rekristallisationsgrenzen ausüben. Definiert sind hierzu die RLT (Recrystallization Limit Temperature) als die niedrigste Temperatur, bei welcher die statische Rekristallisation noch bis zu 95 % ablaufen kann bzw. bei der ca. 5 % des Gefüges nicht mehr rekristallisieren kann, und die RST (Recrystallization Stop Temperature) als die höchste Temperatur, bei welcher eine statische Rekristallisation zu mindestens 95 % unterdrückt ist, bei der also 95 % des Gefüges nicht mehr rekristallisieren kann. Die RLT und die RST liegen definitionsgemäß immer oberhalb der Ac3-Temperatur des Stahls, wobei die RST die niedrigste Temperatur ist, um den pancaking-Prozess der Austenitkörner zu starten. Zwischen der RLT- und RST-Temperatur liegt bei ca. 30 % Rekristallisationsfähigkeit des Gefüges die sogenannte Nicht-Rekristallisationstemperatur (Tnr), in der Fachsprache auch als "Pancake-Temperatur" bezeichnet.
• Mit "Tnr" ist dabei die Temperatur bezeichnet, bei welcher eine vollständige statische Rekristallisation weitgehend unterdrückt wird und nur noch ein Anteil von 30 % rekristallisieren kann. Dies ist erforderlich, um ein pancake-Gefüge einzustellen. Wenn dieses "fractional softening" durch Rekristallisation oder Erholung nicht mehr stattfinden kann, werden die Körner beim Warmwalzen einfach stark gestreckt.
• Bei einer nur teilweisen Rekristallisationsfähigkeit des Gefüges können die meisten potenziellen Keimstellen entstehen. Durch Umformung bei Temperaturen, die kleiner als die RST sind, wird zwar ein äußerst versetzungsreicher Austenit als Basis für die Umwandlung erzeugt, jedoch ist die Oberfläche der gestreckten Körner verhältnismäßig klein und es stehen nur relativ wenige Korngrenzen zur Verfügung. Durch Umformung bei einer möglichst nahe an der Tnr-Temperatur liegenden Temperatur werden die gestreckten Körner dagegen teilweise eingeformt und neue Korngrenzen gebildet, es entsteht das sogenannte pancake-Gefüge. Dennoch bleiben viele Versetzungen erhalten, so dass man für die Umwandlung die höhere Anzahl an Korngrenzen und einen versetzungsreichen Austenit als Keimstellen zur Verfügung hat.
• Dabei muss die Umformung in der Temperaturumgebung von Tnr ausreichend groß sein, um den gewünschten Effekt zu erzielen. Deshalb schreibt die Erfindung vor, dass das als Quotient aus Ausgangsdicke d0 und Enddicke d1 definierte Abnahmeverhältnis d0/d1 bei Tnr mindestens 1,5 betragen soll. Optimierte pancake-Gefüge werden erhalten, wenn das Abnahmeverhältnis d0/d1 bei der Tnr-Temperatur etwa 2 beträgt.
• Ebenso trägt es zu einem optimierten Ergebnis des thermomechanischen Walzens bei, wenn die über den gesamten Temperaturbereich RLT - RST, in dem die Rekristallisation vermieden wird, erzielte Dickenabnahme ein Abnahmeverhältnis d0/d1 von mehr als 6 ergibt.
• Um eine ausreichende Temperaturspanne für die Durchführung des thermomechanischen Walzens im Temperaturbereich RLT - RST zur Verfügung zu haben, hat es sich als zweckmäßig erwiesen, wenn die Differenz WAT - WET zwischen der Warmwalzanfangstemperatur WAT und der Warmwalzendtemperatur WET mehr als 150 °C, insbesondere mindestens 155 °C, beträgt.
• Die Kühlrate der Abkühlung zwischen dem Ende des Warmwalzens und dem Beginn des Haspelns sollte mindestens 15 K/s, insbesondere höher als 15 K/s sein, und vorzugsweise mehr als 25 K/s, insbesondere mehr als 40 K/s betragen. Mit derart hohen Abkühlgeschwindigkeiten gelingt es auch auf konventionellen Warmwalzstraßen die Abkühlung innerhalb der dort zur Verfügung stehenden Abkühlstrecke so durchzuführen, dass sich das erfindungsgemäß angestrebte, überwiegend bainitische Gefüge im warmgewalzten Stahlflachprodukt einstellt. So gelingt es unter Berücksichtigung der erfindungsgemäßen Vorgaben innerhalb einer zur Verfügung stehenden Intensivkühlzeit von typischerweise zehn Sekunden, eine vollständige bainitische Umwandlung bei Ausbildung eines feinen Gefüges zu erzielen.
• Wie schon erwähnt, ist für die Rekristallisationsverzögerung Nb aufgrund seiner Eigenschaft, feine Ausscheidungen in hohen Temperaturbereichen bilden zu können, eines der wirkungsvollsten Elemente. Durch gezielte Zugabe von Nb ist es daher möglich, die dargestellten Temperaturgrenzen und insbesondere die Lage der Tnr zu beeinflussen. Gleichzeitig verzögert Nb durch die Bildung von Ausscheidungen auch sehr wirksam die Phasenumwandlung (sog. solute drag effect). Die Kohlenstoffsättigung von bainitischem Ferrit liegt bei 0,02 - 0,025 %, was bedeutet, dass stöchiometrisch betrachtet der Kohlenstoff für die Ausscheidungsbildung in einem nahezu optimalen Verhältnis zu den beanspruchten Legierungsspannen der Karbidbildnern steht.
• Die Haspeltemperatur HT beträgt mindestens 350 °C. Niedrigere Haspeltemperaturwerte würden zu einem unerwünscht erhöhten Martensit-Anteil im Gefüge des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts führen. Gleichzeitig ist die Haspeltemperatur auf höchstens 600 °C beschränkt, weil höhere Haspeltemperaturen zur Entstehung von ebenso unerwünschten Anteilen an Ferrit und Perlit führen würden.
• Bei Warmwalzendtemperaturen WET von weniger als 870 °C hat es sich als vorteilhaft erwiesen, wenn die Haspeltemperatur HT auf 350 - 460 °C gesetzt wird. Auf diese Weise lässt sich dem Risiko vorbeugen, dass der Ferritanteil im Gefüge und damit einhergehend der Anteil des Mischgefüges von Ferrit und Bainit zu stark ansteigen. Ein solches Mischgefüge würde sich negativ auf die Lochaufweitungseigenschaften auswirken. Anzustreben ist deshalb ein möglichst einheitlich bainitisches Gefüge.
• Bei Warmwalzendtemperaturen WET von 870 - 950 °C kann dagegen die Haspeltemperatur HT ohne Weiteres im gesamten erfindungsgemäß vorgegebenen Bereich gewählt werden, wobei sich hier Haspeltemperaturen von 350 - 550 °C besonders bewährt haben.
• Um ein erfindungsgemäßes erzeugtes Stahlflachprodukt vor Korrosion oder sonstigen Umwelteinflüssen zu schützen, kann es mit einer durch Schmelztauchbeschichten aufgebrachten metallischen Schutzbeschichtung auf Zn-Basis versehen werden. Hierzu kann es, wie oben bereits erwähnt, zweckmäßig sein, den Si-Gehalt des Stahls, aus dem das Stahlflachprodukt besteht, in der oben bereits erläuterten Weise einzustellen.
• Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert.
• Es sind die in Tabelle 1 angegebenen Stahlschmelzen A - M erschmolzen worden, von denen die Schmelzen D - G erfindungsgemäß legiert sind, wogegen die Schmelzen A - C und H - M nicht erfindungsgemäß sind.
• Aus den Stahlschmelzen A - M sind jeweils im Strangguss konventionelle Brammen erzeugt worden.
• Mit diesen Brammen sind 34 Versuche durchgeführt worden.
• Dabei sind die Brammen nach einer Durcherwärmung im Temperaturbereich von 1000 - 1300 °C mit einer Warmwalzanfangstemperatur WAT in eine Warmwalzstaffel eingelaufen.
• In der Warmwalzstaffel haben die aus den Brammen gewalzten Warmbänder ein thermomechanisches Walzen durchlaufen, bei dem sie über einen Temperaturbereich RLT - RST mit einem Gesamtabnahmeverhältnis d0/d1ges verformt worden sind, wobei bei der Nicht-Rekristallisationstemperatur Tnr jeweils ein Abnahmeverhältnis d0/d1 Tnr eingehalten worden ist.
• Das Warmwalzen wurde mit einer Warmwalzendtemperatur WET beendet. Die mit dieser Temperatur WET aus der Warmwalzstaffel auslaufenden Warmbänder sind mit einer Abkühlrate t8/5 auf die jeweilige Haspeltemperatur HT abgekühlt und anschließend zu einem Coil aufgewickelt worden, in dem sie auf Raumtemperatur abgekühlt sind.
• In Tabelle 2 sind für die Versuche 1 - 34 der jeweils verwendete Stahl A - M, die Warmwalzanfangstemperatur WAT, die Warmwalzendtemperatur WET, die gemäß der Formel (7) für ein 3 mm dickes Blech berechnete Nicht-Rekristallisationstemperatur Tnr, die Ac3- Temperatur des jeweiligen Stahls, die Bainitstarttemperatur Bs, die anhand der Formel $$\mathrm{Bs}=830-270\%\mathrm{C}-37\%\mathrm{Ni}-90\%\mathrm{Mn}-70\%\mathrm{Cr}-83\%\mathrm{Mo},$$

  
• mit %C = jeweiliger C-Gehalt,
• %Ni = jeweiliger Ni-Gehalt,
• %Mn= jeweiliger Mn-Gehalt,
• %Cr = jeweiliger Cr-Gehalt,
• %Mo= jeweiliger Mo-Gehalt des Stahls,
für ein 3 mm dickes Blech berechnet worden ist, das Abnahmeverhältnis d0/d1ges, das Abnahmeverhältnis d0/d1Tnr, die Abkühlrate t8/5 und die Haspeltemperatur HT angegeben.
• Die Gefüge der bei den Versuchen 1 - 34 erhaltenen warmgewalzten Stahlbänder sind untersucht worden. Die dabei festgestellten Gefügebestandteile an Bainit "B", Ferrit "F", Martensit "M", Zementit "Z" und Restaustenit "RA", sowie die gemäß der Formel (3) berechnete Bainithärte "HvB", die gemäß der Formel (6) berechnete Ferrithärte "HvF", die gemäß der Formel (5) berechnete Martensithärte "HvM", die gemäß der Formel (4) berechnete Gesamthärte "Hv", der Betrag des Verhältnisses "|(Hv - HvB) / Hv|" und der Betrag des Verhältnisses "|(HvB - HvF) / HvF|" sind in Tabelle 3 angegeben.
• In Tabelle 4 sind zu den in den Versuchen 1 - 34 erhaltenen warmgewalzten Stahlbändern die jeweils in Längs- und Querrichtung des jeweiligen warmgewalzten Stahlbands die Dehngrenze Rp0,2, die obere Streckgrenze ReH, die untere Streckgrenze ReL, die Zugfestigkeit Rm und die Dehnung A80 angegeben, jeweils gemäß DIN EN ISO 6892:2014 ermittelt. Zusätzlich ist zu jedem der Versuchsergebnisse die basierend auf den Vorgaben der ISO 16630:2009 und nach Maßgabe des oben bereits dargelegten Vorgehens ermittelte Lochaufweitung LA angegeben.
• Die Versuche zeigen, dass beispielsweise beim Stahl F der durch Karbid- und Karbonitridbildung abgebundene Kohlenstoffanteil ungefähr 0,046 % beträgt, womit das Kohlenstoffangebot von 0,048 % nahezu optimal ausgenutzt wird. Betrachtete Phasen sind hier beispielsweise TiN, Nb(C, N), Cr3C2, Mo₂C und TiC. Es wurde also eine fast vollständige Sättigung des bainitischen Ferrits mit Kohlenstoff und damit einhergehend eine Maximierung der Festigkeit des bainitischen Ferrits bei gleichzeitig optimalen sonstigen Eigenschaften erzielt.
• Ersichtlich korrelieren die für das Verhältnis "|(Hv - HvB) / Hv|" in Tabelle 3 angegebenen Werte gut mit den in Tabelle 4 für die Lochaufweitung LA angegebenen Werte, wenn das Gefüge in erfindungsgemäßer Weise überwiegend bainitisch ist, die Differenz "|(Hv - HvB) / Hv|" auf weniger als 5 % eingestellt ist und die geforderten Werte für die mechanischen Eigenschaften Rp0,2, Rm und A80 erfüllt sind.
• Ebenso zeigen die Beispiele, dass bei einer geeigneten Abstimmung der Differenz |(HvB - HvF) / HvF| auf Werte unter 35 % gute Lochaufweitungen LA erzielt werden.
• Die Ergebnisse der Versuche 27 und 28 zeigen darüber hinaus, dass durch eine Einstellung des N-Gehalts auf Gehalte von 0,003 - 0,006 Gew.-% eine Verbesserung der Dehnung erzielt werden kann (beispielsweise im Vergleich zu den Ergebnissen der Versuche 22 und 23).
• Bemerkenswert ist darüber hinaus, dass für die erfindungsgemäßen Versuchsergebnisse keine ausgeprägten oberen und unteren Streckgrenzen ermittelt werden konnten.

  Tabelle 1
  Stahl	C	Si	Mn	P	S	Al	Cu	Cr	Ni	Mo	V	Ti	Nb	B	N	Erfindungsgemäß?
  A	0,049	0,26	0.98	0,002	0,004	0,027	0,012	0,03	0,02	0,099	0,001	0,013	0,02	0,0004	0,0012	NEIN
  B	0,05	0,27	1,27	0,002	0,004	0,023	0,012	0.16	0,021	0,102	0,0005	0,015	0,042	0,0004	0,0023	NEIN
  C	0,052	0,25	1,36	0,002	0,005	0,03	0,012	0.34	0,024	0,105	0,0005	0,11	0,043	0,0004	0,0021	NEIN
  D	0,052	0,25	1,74	0,003	0,001	0,022	0,012	0,7	0,027	0,103	0,001	0,11	0,092	0,0004	0,0025	JA
  E	0,05	0,26	1,77	0,003	0,001	0,023	0,011	0,71	0,026	0,1	0,001	0,16	0,09	0,0004	0,0024	JA
  F	0,048	0,27	1,83	0,004	0,001	0,039	0,06	0,69	0,1	0,11	0,006	0,12	0,05	0,0002	0,0086	JA
  G	0,051	0,25	1,79	0,011	0,001	0,038	0,016	0,71	0,031	0,109	0,006	0,12	0,055	0,0002	0,0048	JA
  H	0,035	0,09	1,45	0,011	0,0018	0,037	0,019	0.05	0,032	0,199	0,006	0,08	0,02	0,0005	0,0049	NEIN
  I	0,075	0,6	1,77	0,012	0,001	0,037	0,034	0,33	0,045	0,015	0,007	0,12	0,001	0,0003	0,0046	NEIN
  J	0,141	0,7	1,98	0,012	0,001	0,034	0,03	0,33	0,04	0,03	0,007	0,11	0,003	0,0004	0,0041	NEIN
  K	0,084	0,49	1,86	0,013	0,001	0,06	0,035	0,04	0,053	0,14	0,006	0,11	0,045	0,0004	0,0039	NEIN
  L	0,069	0,22	1,66	0,015	0,002	0,018	0,03	0,37	0,046	0,29	0,14	0,001	0,002	0,0003	0,0056	NEIN
  M	0,062	0,06	1,65	0,014	0,003	0,032	0,012	0.03	0,034	0,003	0,01	0,12	0,062	0,0003	0,0056	NEIN

• Angaben in Gew.-%, Rest Fe und unvermeidbare Verunreinigungen nicht erfindungsgemäße Gehalte sind unterstrichen

  Tabelle 2
  Werte, die zu nicht erfindungsgemäßen Ergebnissen führen, sind unterstrichen
  Versuch	Stahl	WAT [°C]	WET [°C]	Ac3 [°C]	Bs [°C]	Tnr [°C]	d0/d1ges	d0/d1Tnr	t8/5 [K/s]	HT [°C]
  1	A	1115	870	895	718	922	2,0	2,0	42	420
  2	A	1100	870	895	718	922	2,0	2,0	39	440
  3	B	1100	870	880	682	981	3,1	1,5	44	420
  4	B	1100	870	880	682	981	3,1	1,5	31	440
  5	C	1090	830	890	660	985	3,1	2,0	35	440
  6	C	1085	880	890	660	985	4,0	1,5	46	440
  7	D	1080	830	880	601	1043	4,0	1,5	29	470
  8	D	1065	835	880	601	1043	4,0	1,5	25	500
  9	D	1090	870	880	601	1043	4,0	1,5	41	440
  10	D	1100	870	880	601	1043	4,0	1,5	40	420
  11	E	1070	870	890	598	1039	6,7	1,5	34	440
  12	E	1025	870	890	598	1039	4,0	2,0	30	460
  13	F	1100	900	890	591	999	1,9	1,3	33	480
  14	F	1100	900	890	591	999	1,9	1,3	33	460
  15	F	1100	900	890	591	999	1,9	1,3	34	440
  16	F	1100	900	890	591	999	1,9	1,3	36	420
  17	F	1085	830	890	591	999	4,4	1,5	33	500

  Tabelle 2
  Werte, die zu nicht erfindungsgemäßen Ergebnissen führen, sind unterstrichen
  Versuch	Stahl	WAT [°C]	WET [°C]	Ac3 [°C]	Bs [°C]	Tnr [°C]	d0/d1ges	d0/d1Tnr	t8/5 [K/s]	HT [°C]
  18	F	1090	830	890	591	999	4,4	1,5	35	470
  19	F	1095	830	890	591	999	4,4	1,5	32	440
  20	F	1090	830	890	591	999	2,2	2,2	28	400
  21	F	1090	830	890	591	999	2,2	2,2	26	420
  22	F	1090	830	890	591	999	2,2	2,2	25	440
  23	F	1100	900	890	591	999	2,8	1,6	47	420
  24	F	1090	900	890	591	999	2,8	1,6	44	440
  25	F	1095	900	890	591	999	2,8	1,6	42	460
  26	F	1100	900	890	591	999	2,8	1,6	64	440
  27	G	1100	870	890	595	1006	2,8	1,6	45	440
  28	G	1090	870	890	595	1006	2,8	1,6	44	420
  29	H	1100	900	890	669	914	2,8	1,6	45	440
  30	I	1095	900	890	626	849	2,8	1,6	46	440
  31	J	1100	900	870	587	857	2,8	1,6	44	440
  32	K	1110	900	885	626	1023	2,8	1,6	45	440
  33	L	1095	900	875	612	773	2,8	1,6	47	440
  34	M	1100	900	890	662	1025	2,8	1,6	45	440

  Tabelle 3
  nicht erfindungsgemäße Werte sind unterstrichen
  Versuch	Stahl	B	F	M	Z	RA	HvB	HvF	HvM	Hv	|(Hv-HvB)/Hv|	|(HvB-HvF)/HvF|
  		[Flächen-%]				[Vol.-%]					[%]	[%]
  1	A	25	65	0	10	< 1	139	118		126	10,32	15,11
  2	A	20	70	0	10	< 1	136	118		123	10,57	13,24
  3	B	45	50	0	5	< 1	173	132		153	13,07	23,70
  4	B	40	55	0	5	< 1	158	130		143	10,49	17,72
  5	C	75	20	0	5	< 1	181	141		173	4,62	22,10
  6	C	86	10	0	5	< 1	192	143		187	2,67	25,52
  7	D	78	15	0	5	< 1	232	163		221	4,98	29,74
  8	D	75	20	0	5	< 1	229	161		215	6.51	29,69
  9	D	88,5	5	5	0	1,5	239	166	292	235	1,70	30,54
  10	D	89	5	5	0	1	239	166	291	236	1,27	30,54
  11	E	89	5	5	0	1	239	165	287	235	1,70	30,96
  12	E	89	5	5	0	1	236	164	284	233	1,29	30,51
  13	F	90	10	0	0	< 1	245	165		237	3,38	32,65
  14	F	90	10	0	0	< 1	245	165		237	3,38	32,65
  15	F	94	5	5	0	1	245	165	286	253	3,16	32,65
  16	F	89,5	5	5	0	1,5	246	166	287	243	1,23	32,52
  17	F	75	20	0	5	< 1	245	165		229	6,99	32,65

  Tabelle 3
  nicht erfindungsgemäße Werte sind unterstrichen
  Versuch	Stahl	B	F	M	Z	RA .	HvB	HvF	HvM	Hv	|(Hv-HvB)/Hv|	|(HvB-HvF)/HvF|
  		[Flächen-%]				[Vol.-%]					[%]	[%]
  18	F	80	15	0	5	< 1	246	166		234	5.13	32,52
  19	F	93,5	0	5	0	1,5	244		285	243	0,41
  20	F	87,5	0	10	0	2,5	242		282	240	0,83
  21	F	93	0	5	0	2	240		280	238	0,84
  22	F	94	0	5	0	1	240		279	239	0,42
  23	F	100	0	0	0	< 1	251			251
  24	F	100	0	0	0	< 1	250			250
  25	F	95	5	0	0	< 1	249	168		245	1,63	32,53
  26	F	100	0	0	0	< 1	257			257
  27	G	95	5	0	0	< 1	246	167		242	1,65	32,11
  28	G	94	5	0	0	1	245	167		239	2,51	31,84
  29	H	70	25	0	5	< 1	158	133		152	3,95	15,82
  30	I	72	10	15	0	3	265	149	320	248	6.85	43,77
  31	J	65	5	20	0	5	317	168	387	295	7,46	47,00
  32	K	80	15	0	5	< 1	249	148		234	6,41	40,56
  33	L	80	5	15	0	< 1	230	92	304	235	2,13	60,00
  34	M	59	30	0	10	< 1	164	139		155	5.81	15,24

  Tabelle 4
  nicht erfindungsgemäße Werte sind unterstrichen
  Versuch	Stahl	Längswerte					Querwerte
  		Rp0,2	ReH	ReL	Rm	A80	Rp0,2	ReH	ReL	Rm	A80	LA
  		[MPa]				[%]	[MPa]				[%]	[%]
  1	A		489	466	530	16		487	463	535	15	134
  2	A		475	459	525	17		474	459	532	15	131
  3	B		552	533	603	16		565	546	604	14	94
  4	B		545	527	599	17		558	542	601	16	91
  5	C		702	659	749	11		706	687	755	9	63
  6	C	626			697	10	637			757	10	72
  7	D		719	668	771	10		722	664	773	9	60
  8	D		706	659	765	12		710	674	773	10	58
  9	D	728			854	11	776			863	10	76
  10	D	736			866	10	784			868	10	82
  11	E	782			861	11	756			863	10	83
  12	E	776			856	12	749			856	11	79
  13	F	677			849	14	714			846	12	70
  14	F	696			853	13	777			877	11	71
  15	F	702			850	12	784			867	11	75
  16	F	716			842	12	819			868	11	78
  17	F		774	752	883	12		846	828	928	11	56
  18	F		762	738	854	11		822	807	888	9	59

  Tabelle 4
  nicht erfindungsgemäße Werte sind unterstrichen
  Versuch	Stahl	Längswerte					Querwerte
  		Rp0,2	ReH	ReL	Rm	A80	Rp0,2	ReH	ReL	Rm	A80	LA
  		[MPa]				[%]	[MPa] [%]					[%]
  19	F	698			845	14	796			865	13	75
  20	F	751			876	12	841			882	10	71
  21	F	748			873	12	820			871	10	72
  22	F	727			854	12	806			875	11	78
  23	F	732			843	12	837			867	10	81
  23	F	722			855	12	806			865	11	83
  25	F	706			845	13	826			875	12	75
  26	F	736			864	12	755			871	12	81
  27	G	707			840	15	814			855	13	79
  28	G	700			847	14	822			860	13	77
  29	H		825	790	820	13		888	825	856	11	64
  30	I	705			825	14	737			844	13	45
  31	J	759			1073	10	815			1085	7	11
  32	K		782	780	833	15		804	803	854	13	54
  33	L	707			881	14	755			882	11	57
  34	M		791	784	850	18		851	830	877	17	49

Claims (15)

1. Warmgewalztes Stahlflachprodukt hergestellt aus einem Komplexphasenstahl,

   - wobei das Stahlflachprodukt eine Lochaufweitung von mindestens 60 %, eine Dehngrenze Rp0,2 von mindestens 660 MPa, eine Zugfestigkeit Rm von mindestens 760 MPa und eine Bruchdehnung A80 von mindestens 10 % aufweist,

   - wobei der Komplexphasenstahl aus (in Gew.-%) C: 0,01 - 0,1 %, Si: 0,1 - 0,45 %, Mn: 1 - 2,5%, Al: 0,005 - 0,05 %, Cr: 0,5 - 1 %, Mo: 0,05 - 0,15%, Nb: 0,045 - 0,1 %, Ti: 0,05 - 0,2 %, N: 0,001 - 0,009 %, P: weniger als 0,02 %, S: weniger als 0,005 %, Cu: bis zu 0,1 %, Mg: bis zu 0,0005 %, O: bis zu 0,01 %, jeweils optional einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co " mit folgender Maßgabe

   Ni: bis zu 1 %,

   B: bis zu 0,005 %,

   V: bis zu 0,3 %,

   Ca: 0,0005 - 0,005 %,

   Zr, Ta, W: in Summe bis zu 2 %,

   REM: 0,0005 - 0,05 %,

   Co: bis zu 1 %,

   und als Rest aus Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen besteht,

   - wobei die Gehalte des Komplexphasenstahls an Ti, Nb, N, C und S folgende Bedingungen erfüllen: $$\%\mathrm{Ti}>\left(48/14\right)\%\mathrm{N}+\left(48/32\right)\%\mathrm{S}$$

   

   $$\%\mathrm{Nb}<\left(93/12\right)\%\mathrm{C}+\left(45/14\right)\%\mathrm{N}+\left(45/32\right)\%\mathrm{S}$$

   

   mit %Ti: jeweiliger Ti-Gehalt,

   %Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,

   %N: jeweiliger N-Gehalt,

   %C: jeweiliger C-Gehalt,

   %S: jeweiliger S-Gehalt, wobei %S auch "0" sein kann,

   und

   - wobei das Gefüge des Stahlflachprodukts aus mindestens 80 Flächen-% Bainit, aus weniger als 15 Flächen-% Ferrit, aus weniger als 15 Flächen-% Martensit, aus weniger als 5 Flächen-% Zementit und aus weniger als 5 Vol.-% Restaustenit besteht.
2. Stahlflachprodukt nach Anspruch 1, dadurchgekennzeichnet, dass für das aus dem Ti-Gehalt %Ti und dem N-Gehalt %N des erfindungsgemäßen Stahls gebildete Verhältnis %Ti/%N gilt %Ti/%N>3,42.
3. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass für die gemäß der Formel $$\begin{array}{c}\mathrm{HvB}=-323+185\%\mathrm{C}+330\%\mathrm{Si}+153\%\mathrm{Mn}+65\%\mathrm{Ni}+144\%\mathrm{Cr}+191\%\mathrm{Mo}+\\ \left(89+53\%\mathrm{C}-55\%\mathrm{Si}-22\%\mathrm{Mn}-10\%\mathrm{Ni}-20\%\mathit{Cr}-33\%\mathrm{Mo}\right)*\ln \mathrm{dT}/\mathrm{dt}\end{array}$$

   

   berechnete theoretische Härte HvB des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits und die gemäß der Formel $$\mathrm{Hv}=\mathrm{XM}*\mathrm{HvM}+\mathrm{XB}*\mathrm{HvB}+\mathrm{XF}*\mathrm{HvF}$$

   

   berechnete theoretische Gesamthärte Hv des Stahlflachprodukts gilt: $$\left|\left(\mathrm{Hv}-\mathrm{HvB}\right)/\mathrm{Hv}\right|\le 5\%$$

   

   mit $$\mathrm{HvM}=127+949\%\mathrm{C}+27\%\mathrm{Si}+11\%\mathrm{Mn}+8\%\mathrm{Ni}+16\%\mathrm{Cr}+21*\ln \mathrm{dT}/\mathrm{dt}$$

   

   $$\begin{array}{c}\mathrm{HvF}=42+223\%\mathrm{C}+53\%\mathrm{Si}+30\%\mathrm{Mn}+\mathrm{12,6}\%\mathrm{Ni}+7\%\mathrm{Cr}+19\%\mathrm{Mo}+\\ \left(10-19\%\mathrm{Si}+4\%\mathrm{Ni}+8\%\mathrm{Cr}-130\%\mathrm{V}\right)*\ln \mathrm{dT}/\mathrm{dt}\end{array}$$

   

   %C: jeweiliger C-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %Si: jeweiliger Si-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %Ni: jeweiliger Ni-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %Mo: jeweiliger Mo-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %V: jeweiliger V-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   In dT/dt: natürlicher Logarithmus der t 8/5 Kühlrate in K/s

   XM: Anteil des Martensits am Gefüge des Stahlflachprodukts in Flächen-%,

   XB: Anteil des Bainits am Gefüge des Stahlflachprodukts in Flächen-%,

   XF: Anteil des Ferrits am Gefüge des Stahlflachprodukts in Flächen-%.
4. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass bei Anwesenheit von Ferrit im Gefüge des Stahlflachprodukts für die gemäß der Formel $$\begin{array}{c}\mathrm{HvB}=-323+185\%\mathrm{C}+330\%\mathrm{Si}+153\%\mathrm{Mn}+65\%\mathrm{Ni}+144\%\mathrm{Cr}+191\%\mathrm{Mo}+\\ \left(89+53\%\mathrm{C}-55\%\mathrm{Si}-22\%\mathrm{Mn}-10\%\mathrm{Ni}-20\%\mathrm{Cr}-33\%\mathrm{Mo}\right)*\ln \mathrm{dT}/\mathrm{dt}\end{array}$$

   

   berechnete theoretische Härte HvB des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Bainits und die gemäß der Formel $$\begin{array}{c}\mathrm{HvF}=42+223\%\mathrm{C}+53\%\mathrm{Si}+30\%\mathrm{Mn}+\mathrm{12,6}\%\mathrm{Ni}+7\%\mathrm{Cr}+19\%\mathrm{Mo}+\\ \left(10-19\%\mathrm{Si}+4\%\mathrm{Ni}+8\%\mathrm{Cr}-130\%\mathrm{V}\right)*\ln \mathrm{dT}/\mathrm{dt}\end{array}$$

   

   berechnete theoretische Härte HvF des im Gefüge des Stahlflachprodukts enthaltenen Ferrits gilt: $$\left|\left(\mathrm{HvB}-\mathrm{HvF}\right)/\mathrm{HvF}\right|\le 35\%$$

   

   mit %C: jeweiliger C-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %Si: jeweiliger Si-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %Mn: jeweiliger Mn-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %Ni: jeweiliger Ni-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %Cr: jeweiliger Cr-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %Mo: jeweiliger Mo-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   %V: jeweiliger V-Gehalt des Komplexphasenstahls;

   In dT/dt: t 8/5 Kühlrate in K/s
5. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein C-Gehalt mindestens 0,04 Gew.-% oder höchstens 0,06 Gew.-% beträgt.
6. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Cr-Gehalt mindestens 0,6 Gew.-% oder höchstens 0,8 Gew.-% beträgt.
7. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Nb-Gehalt höchstens 0,06 Gew.-% beträgt.
8. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass sein Ti-Gehalt auf mindestens 0,1 Gew.-% oder höchstens 0,13 Gew.-% beschränkt ist.
9. Stahlflachprodukt nach einem der voranstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass es mit einer durch Schmelztauchbeschichten aufgebrachten metallischen Schutzbeschichtung auf Zn-Basis versehen ist.
10. Verfahren zur Herstellung eines gemäß einem der voranstehenden Ansprüche beschaffenen Stahlflachprodukts umfassend folgende Arbeitsschritte:

    a) Erschmelzen eines Stahls, der aus (in Gew.-%) C: 0,01 - 0,1 %, Si: 0,1 - 0,45 %, Mn: 1 - 2,5 %, Al: 0,005 - 0,05 %, Cr: 0,5 - 1 %, Mo: 0,05 - 0,15 %, Nb: 0,045 - 0,1 %, Ti: 0,05 - 0,2 %, N: 0,001 - 0,009 %, P: weniger als 0,02 %, S: weniger als 0,005 %, Cu: bis zu 0,1 %, Mg: bis zu 0,0005 %, O: bis zu 0,01 %, sowie jeweils optional aus einem Element oder mehreren Elementen aus der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" und als Rest aus Eisen und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, wobei für die Gehalte an den optional zugegebenen Elementen der Gruppe "Ni, B, V, Ca, Zr, Ta, W, REM, Co" gilt, dass der Ni-Gehalt bis zu 1 %, der B-Gehalt bis zu 0,005 %, der V-Gehalt bis zu 0,3 %, der Ca-Gehalt bis zu 0,0005 - 0,005 %, der Gehalt an Zr, Ta und W in Summe bis zu 2 %, die Gehalte an REM 0,0005 - 0,05 % und der Gehalt an Co bis zu 1 % beträgt, und wobei die Gehalte des Komplexphasenstahls an Ti, Nb, N, C und S folgende Bedingungen erfüllen: $$\%\mathrm{Ti}>\left(48/14\right)\%\mathrm{N}+\left(48/32\right)\%\mathrm{S}$$

    

    $$\%\mathrm{Nb}<\left(93/12\right)\%\mathrm{C}+\left(45/14\right)\%\mathrm{N}+\left(45/32\right)\%\mathrm{S}$$

    

    mit %Ti: jeweiliger Ti-Gehalt,

    %Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,

    %N: jeweiliger N-Gehalt,

    %C: jeweiliger C-Gehalt,

    %S: jeweiliger S-Gehalt, wobei %S auch "0" sein kann;

    b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt;

    c) Durcherwärmen des Vorprodukts auf eine 1100 - 1300 °C betragende Vorwärmtemperatur;

    d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Band,

    - wobei die Walzanfangstemperatur WAT des Vorprodukts beim Start des Warmwalzens 1000 - 1250 °C und die Walzendtemperatur WET des fertig warmgewalzten Bands 800 - 950 °C beträgt und

    - wobei das Warmwalzen in einem Temperaturbereich RLT - RST mit einem Abnahmeverhältnis d0/d1 von mindestens 1,5 durchgeführt wird,

    - wobei mit d0 die Anfangsdicke d0 des warmgewalzten Bandes vor dem Beginn des Walzens im Temperaturbereich RLT - RST und mit d1 die Dicke des warmgewalzten Bandes nach dem Walzen im Temperaturbereich RLT - RST bezeichnet ist, und

    - wobei

    im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 ≤ 2 ist, die Temperatur RLT = Tnr + 50 °C beträgt,

    im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 > 2 ist, die Temperatur RLT = Tnr + 100 °C beträgt,

    im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 ≥ 2 ist, die Temperatur RST = Tnr - 50 °C beträgt,

    im Fall, dass das Abnahmeverhältnis d0/d1 < 2 ist, die Temperatur RST = Tnr - 100 °C beträgt,

    und mit Tnr die Nicht-Rekristallisationstemperatur bezeichnet ist, welche wie folgt berechnet wird: $$\mathrm{Tnr}\left[°\mathrm{C}\right]=174*\log \left\{\%\mathrm{Nb}*\left(\%\mathrm{C}+12/14\%\mathrm{N}\right)\right\}+1444$$

    

    mit %Nb: jeweiliger Nb-Gehalt,

    %C: jeweiliger C-Gehalt,

    %N: jeweiliger N-Gehalt;

    e) Abkühlen des fertig warmgewalzten Warmbands mit einer Abkühlgeschwindigkeit von mehr als 15 K/s auf eine 350 - 600 °C betragende Haspeltemperatur HT;

    f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur HT abgekühlten Warmbands zu einem Coil und Abkühlen des Warmbands im Coil.
11. Verfahren nach Anspruch 10,dadurch gekennzeichnet, dass im Arbeitsschritt d) das Abnahmeverhältnis d0/d1 beim Walzen im Temperaturbereich RLT - RST mindestens 2 beträgt.
12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass das im Arbeitsschritt d) über das Walzen im Temperaturbereich RLT - RST insgesamt erzielte Abnahmeverhältnis d0/d1 mindestens 6 beträgt.
13. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 oder 11, dadurch gekennzeichnet, dass im Arbeitsschritt e) die Abkühlrate mehr als 25 K/s beträgt.
14. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass im Fall, dass die Warmwalzendtemperatur WET niedriger als 870 °C ist, die Haspeltemperatur HT 350 - 460 °C beträgt.
15. Verfahren nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass im Fall, dass die Warmwalzendtemperatur WET mindestens 870 °C beträgt, die Haspeltemperatur HT 350 - 550 °C beträgt.