Technisches Gebiet (Technical Field)

Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem ferritischen Grundgefüge, mit einer hohen Zugfestigkeit R _m , einer hohen Bruchdehnung A50 und einem hohen Loch aufweitungsverhältnis l sowie ein Verfahren zu seiner Herstellung.

Technischer Hintergrund

Die stetig steigende Nachfrage nach kraftstoffeffizienten Autos treibt einen steigenden Bedarf an Gewichtsreduzierung durch Leichtbau an. Eine kostenwirksame Maßnahme zur Gewichts reduktion ist die Verwendung von hochfesten Stählen. Dies ermöglicht die Herstellung von dünnwandigen Bauteilen. Solche Leichtbauteile haben typischerweise eine höhere geo metrische Komplexität, um ihre niedrige Steifigkeit zu kompensieren. Daher erfordert die Herstellung solcher Leichtbauteile den Einsatz von komplexen Umformverfahren und folglich neuen Stählen, die diesen standhalten.

Besonders wichtig für den Einsatz von hochfesten Stählen ist die Empfindlichkeit der Stähle für Kantenrisse, die bei der Umformung von gestanzten Blechen auftreten können. Im Labor wird die Kantenrissempfindlichkeit eines Stahls mit der sogenannten „Lochaufweitungs prüfung“ bewertet, in welcher ein in eine Blechprobe gestanztes Loch mit einem Dorn bis zur ersten Rissentstehung aufgeweitet wird, vgl. ISO 16630:2017, “Metallic materials -- Sheet and Strip -- Hole expanding test”. Aus dem Durchmesser des Lochs vor der Prüfung, D ₀ , und bei der ersten Rissbildung, D _R , wird das Lochaufweitungsverhältnis, l, mit der Formel =100*(D _R -D ₀ )/DO berechnet.

Die Kantenrissempfindlichkeit von hochfesten Stählen hängt im Wesentlichen von der Isotropie und Homogenität des Gefüges ab, vor allem das Vorhandsein und der Höhe von internen Härtegradienten. Unter äußeren mechanischen Belastungen können hohe interne Härtegradienten zu hohen internen Spannungen und folglich zur Rissbildung führen. Aus diesem Grund zeichnen sich Materialien mit ausgeprägten anisotropen bzw. inhomogenen Mikrostrukturen durch eine relativ hohe Kantenrissempfindlichkeit aus. Dazu zählen Dual phasenstähle, die aus einer Mischung von harten (z. B. Martensit) und weichen (z. B. Ferrit) Phasen bestehen und eine ausgeprägte Walztextur haben. Im Gegensatz dazu zeichnen sich Materialien mit isotropen bzw. homogenen Mikrostrukturen durch eine relativ niedrige Kanten rissempfindlichkeit aus. Dazu zählen sowohl Complexphasenstähle (CP-Stähle), welche über wiegend aus Phasen mit einer mittleren Härte, wie Bainit und/oder angelassenem Martensit bestehen, als auch ferritische Stähle, die zur Festigkeitssteigerung durch sehr feine Aus scheidungen verstärkt sind.

Es gibt mehrere Beispiele von mit feinen Ausscheidungen verstärkten ferritischen Warmband materialien (warmgewalzte Stahlflachprodukte), die sowohl eine hohe Zugfestigkeit als auch eine sehr niedrige Kantenrissempfindlichkeit aufweisen. Ein solches Warmband ist beispiels weise der sogenannte “Nanohiten”, siehe u. a. EP 1 338 665 Al; “Development of high strength hot rolled sheet Steel consisting of ferrite and nanometer-sized carbides”, ISIJ International 44 (2004), p. 1945-1951, Funakawa et al.; und “Hot rolled high strength steels for Suspension and Chassis parts ‘NANOHITEN’ and ‘BHT Steel’”, JFE Technical Report 10 (2007), p. 19-25, Seto et al.. Der Nanohiten besteht überwiegend aus einem ferritischen Grundgefüge mit sehr feinen Ausscheidungen mit einer Größe kleiner 5 nm. Aufgrund der Feinheit der Ausscheidungen und der Isotropie und Homogenität des Gefüges hat der Stahl eine sehr hohe Zugfestigkeit als auch ein sehr hohes Lochaufweitungsverhältnis. Die Aus scheidungen haben die chemische Zusammensetzung (Ti, Mo)(C, N) und werden als Titan karbide bzw. Titankarbonitride bezeichnet. Die Feinheit der Ausscheidungen ist in der Legierung mit Mo begründet, welche die Vergröberung der Ausscheidungen bei hohen Temperaturen verlangsamt. Laut verschiedenen Literaturquellen, u. a. in “Stability of (Ti,M)C (M=Nb,V,Mo and W) Carbide in Steels using First-Principles Calculations”, Acta Materialia 60 (2012), p. 208-217, Jang et al.; “Strengthening mechanism of hot rolled Ti and Nb microalloyed HSLA steels containing Mo and W with various coiling temperature”, Materials Science and Engineering 560A (2013), p. 528-534, Park et al.; und “The effect of molybdenum on interphase precipitation and microstructures in microalloyed steels containing titanium and vanadium”, Acta Materialia 161 (2018), p. 374-387, Gong et al. hat Mo eine ähnliche Wirkung auf die Vergröberung von Karbiden bzw. Karbonitriden auf Basis von Nb oder V. Es wird ebenfalls beschrieben, dass W eine ähnliche Wirkung auf die Ver gröberung von Karbiden bzw. Karbonitriden auf Basis von Ti, Nb oder V hat.

Ein Warmbandmaterial mit mechanischen Eigenschaften und einem Lochaufweitungs verhältnis vergleichbar mit dem des Nanohitens ist in der WO 2020/048599 Al offenbart. Dieses besteht überwiegend aus Ferrit, verstärkt mit Karbiden bzw. Karbonitriden auf Basis von Ti, Nb bzw. V mit einer Größe kleiner 5 nm. Das darin beschriebene Warmband unter scheidet sich von Nanohiten durch die Verwendung von Cr anstatt Mo, um die Vergröberung der Ausscheidungen zu verlangsamen. Der Einfluss von Cr auf die Vergröberung solcher Ausscheidungen wurde bisher in der Literatur nicht erwähnt. Die Größe der Ausscheidungen und folglich die mechanischen Eigenschaften und das Lochaufweitungsverhältnis des Materials hängt von der Haspeltemperatur ab. Die optimalen mechanischen Eigenschaften und Lochaufweitungs-verhältnisse ergeben sich aus einer Haspeltemperatur im Bereich 560 - 690°C. Bei niedrigeren Haspeltemperaturen bilden sich keine Ausscheidungen, so dass das Gefüge vollständig aus feinkörnigem bzw. bainitischen Ferrit besteht. Dieser wirkt sich negativ auf die Zugfestigkeit und Bruchdehnung des Materials aus. Das Haspeln bei höheren Haspel temperaturen führt zu einer Vergröberung der Ausscheidungen, welche negativ auf die Zug festigkeit und das Lochaufweitungsverhältnis wirkt.

Der Einfluss von Mo, W und/oder Cr auf eine Vergröberung von Karbiden bzw. Karbonitriden auf Basis von Ti, Nb und/oder V lässt sich durch den Mechanismus der „Ostwaldreifung“ erklären: r _t ³ - r ₀ ³ = 8V _m ² CD _v t/9RT, wobei r ₀ und r _t die durchschnittlichen Partikelradien zum Zeitpunkt 0 bzw. t sind; V _m das Molvolumen der Ausscheidung ist; C und D die Gehalte bzw. Diffusivität des geschwindigkeits begrenzenden Elements (z.B. Ti bei TiC-Ausscheidungen) sind; g die Grenzflächenenergie ist; R die universelle Gaskonstante und T die Temperatur ist. g setzt sich zum Teil aus der Form änderungsenergie zusammen, welche wegen der Fehlpassung zwischen den Karbiden und dem umgebenden Ferritgefüge entsteht. Eine Reduzierung der Formänderungsenergie fördert eine kohärente Grenzfläche zwischen den Karbiden und dem Ferritgefüge und verhindert die Vergröberung der Karbide. Mo-, W- und/oder Cr-Atome werden im ersten Stadium des Ausscheidungsprozesses in das Karbid aufgenommen und ersetzen dort die Ti, Nb und/oder V-Atome. In Jang et al. ist berechnet worden, dass die Aufnahme der Mo- und W-Atome zur Reduzierung der Formänderungsenergie führt. Infolgedessen ist g verringert und damit wird die Vergröberung der Karbide verlangsamt. Aufgrund der ähnlichen Einflüsse von Cr und Mo auf der Vergröberung von TiC-Ausscheidungen wird vermutet, dass die Wirkung von Cr auf ähnliche Mechanismen beruht.

Warmbänder wie Nanohiten haben typischerweise eine niedrigere Oberflächenqualität und Maßtoleranz im Vergleich zu Kaltbänder (kaltgewalzte Stahlflachprodukte). Aus diesem Grund ist ihre Anwendung auf Bauteile eingeschränkt, welche keine anspruchsvolle Oberflächen- gualität und/oder Maßtoleranzen erfordern (z.B. Fahrwerksbauteile). Anwendungen mit höheren Ansprüchen bezüglich Oberflächengualität und Maßtoleranzen (z.B. Rohkarosserie- Bauteile) erfordern ein Kaltbandmaterial, gegebenenfalls mit einer veredelten Oberfläche (z.B. Feuerbeschichtung). Bei solchen Bauteilen ist die Erfordernis eines hohen Lochaufweitungs verhältnisses genauso hoch wie beim Warmbandmaterial.

Zu den hochfesten Kaltbandmaterialien mit isotropen bzw. homogenen Mikrostrukturen zählen sowohl Complexphasenstähle (CP-Stähle) als auch mit intermetallischen Ausscheidungen gehärteten Stähle. CP-Stähle bestehen typischerweise aus Phasen mit einer mittleren Härte, wie Bainit bzw. angelassenem Martensit, und enthalten daher eine hohe Anzahl an groben Ausscheidungen wie Eisenkarbide. Diese haben daher eine niedrigere Duktilität und ein niedrigeres Lochaufweitungsverhältnis im Vergleich zu ferritischen Stählen. Die mit inter metallischen Ausscheidungen gehärteten Stähle brauchen einen höheren Gehalt an Legierungselementen, um das gleiche Festigkeitsniveau zu erreichen. Infolgedessen sind diese in der Regel für Automobilanwendungen nicht unbedingt wirtschaftlich.

Zusammenfassung der Erfindung

Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem ferritischen Grundgefüge und einer optimierten Kombination aus einer hohen Zug festigkeit R _m , einer hohen Bruchdehnung A50 und einem hohen Lochaufweitungsverhältnis l bereitzustellen sowie ein entsprechendes Verfahren zu seiner Herstellung anzugeben.

Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem ersten Aspekt der Erfindung durch ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1.

Erfindungsgemäß ist ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem ferritischen Grundgefüge vorgesehen, welches neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus

C: 0,020 bis 0,20 %,

Mn: 0,10 bis 3,00 %,

P: bis 0,020 %,

S: bis 0,010 %,

N: bis 0,010 %, mit mindestens einem oder mehreren Mikrolegierungselementen aus der Gruppe (Ti, Nb, V):

Ti: mindestens 0,040 %,

Nb: mindestens 0,040 %,

V: mindestens 0,040 %, wobei für die Legierungselemente Ti, Nb und V die Bedingung a) 0,04 % <= x <= 0,3 % mit x = Ti + V/1,06 + Nb/1,94 [in Gew.-%] erfüllt ist, mit mindestens einem oder mehreren Legierungselementen aus der Gruppe (Cr, Mo, W):

Cr: mindestens 0,050 %,

Mo: mindestens 0,050 %,

W: mindestens 0,050 %, wobei für die Legierungselemente Cr, Mo und W die Bedingung b) 0,05 % <= y <= 1,5 % mit y = Cr + Mo/1,85 + W/3,54 [in Gew.-%] erfüllt ist, wobei für die Legierungselemente C, N, Ti, Nb, V, Cr, Mo und W weiterhin die Bedingungen c) z >= 0,5 mit z = 0,921 * y/x und d) 0,3 <= zz <= 1,0 mit zz = 0,25 * y/(C + 0,86 * N), erfüllt sind optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Si, AI, Ca, B, Cu, Ni, Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, 0, H) mit

Si: bis 1,50 %,

AI: bis 1,50 %,

Ca: bis 0,0050 %,

B: bis 0,0010 %,

Cu: bis 0,10 %,

Ni: bis 0,10 %,

Sn: bis 0,050 %,

As: bis 0,020 %,

Co: bis 0,020 %,

Zr: bis 0,0002 %,

La: bis 0,0002 %,

Ce: bis 0,0002 %,

Nd: bis 0,0002 %,

Pr: bis 0,0002 %,

0: bis 0,0050 %,

H: bis 0,0010 %, besteht.

Unter ferritischem Grundgefüge ist somit ein Gefüge zu verstehen, welches Ferrit mit einem Anteil von mindestens 90 % aufweist. Der Anteil des ferritischen Gefüges kann insbesondere mindestens 92 %, vorzugsweise mindestens 94 %, bevorzugt mindestens 96 %, weiter bevor zugt mindestens 98 % betragen. Die Hauptbestandteile des Gefüges lassen sich mittels lichtoptischer Mikroskopie (LOM) bei einer 200- bis 2000-fachen Vergrößerung ermitteln. Im ferritischen Gefüge sind feine „Karbid“-Ausscheidungen auf Basis von Ti, Nb und/oder V eingebettet. Die Ausscheidungen weisen einen mittleren Ausscheidungsdurchmesser von höchstens 10 nm, insbesondere von höchstens 7 nm, vorzugsweise von höchstens 5 nm auf. Diese sind aufgrund ihrer Feinheit mittels LOM nicht erkennbar, sondern lassen sich nur mittels Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) bei einer 50.000- bis 500.000-fachen Vergrößerung ermitteln. Harte eisenbasierte Phasen wie Martensit, Bainit, Austenit, Rest austenit, Perlit und/oder Zementit sind nachteilig für das Lochaufweitungsverhältnis und sind daher unerwünschte Phasen, können aber je nach Legierungselementen in den oben genannten Bereichen in Summe mit weniger als 10 %, insbesondere weniger als 7 %, vorzugsweise weniger als 5 %, bevorzugt weniger als 3 % vorliegen. Die Phasen Martensit und/oder Bainit wirken sich für das Lochaufweitungsverhältnis besonders negativ aus, so dass im günstigen Fall das Gefüge des kaltgewalzten Stahlflachprodukts kein Martensit und/oder Bainit enthält, können aber maximal bis zu 1 % Martensit und/oder bis zu 3 % Bainit betragen kann. Des Weiteren kann das Gefüge herstellungsbedingte unvermeidbare Gefüge bestandteile aufweisen, maximal bis zu 1 %, insbesondere maximal bis zu 0,5 %.

Derzeit ist aus dem Stand der Technik nicht bekannt, hochfeste kaltgewalzte Stahlflach produkte umfassend ein ferritisches Grundgefüge herzustellen, in welchem „Karbid“-Aus- scheidungen auf Basis von Titan, Niob und/oder Vanadium eingebettet sind respektive entsprechende „Karbid“-Ausscheidungen aufweist. Der Grund dafür ist die negative Wirkung des Kaltwalzens auf die Duktilität und das Lochaufweitungsverhältnis. Der Kaltwalzprozess führt sowohl zu einer Verfestigung des Materials als auch zur Bildung einer prägnanten Walztextur. Diese haben somit eine negative Wirkung auf die Duktilität und das Lochauf weitungsverhältnis des Materials. Die Duktilität und das Lochaufweitungsverhältnis können durch eine Rekristallisation zurückgewonnen werden. Die Rekristallisation erfolgt erst bei hohen Temperaturen, bei denen sich die Ausscheidungen ebenfalls vergröbern können. Die Vergröberung der Ausscheidungen wirkt sich negativ auf der Zugfestigkeit als auch auf die Kantenrissempfindlichkeit aus. Daher ist es mit dem vorherigen Stand der Technik nicht möglich, sowohl eine hohe Zugfestigkeit als auch ein hohes Lochaufweitungsverhältnis in einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt umfassend ein mit „Karbid“-Ausscheidungen ver stärktes ferritisches Grundgefüge zu erzeugen, welches den gestellten Anforderungen genügt.

Das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlflachprodukt weist eine Zugfestigkeit von mindes tens 550 MPa, insbesondere mindestens 580 MPa, vorzugsweise mindestens 610 MPa, bevorzugt mindestens 650 MPa, bevorzugt mindestens 780 MPa, weiter bevorzugt mindes tens 860 MPa auf. Die Bruchdehnung A50 beträgt bei dem erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukt mindestens 9 %, insbesondere mindestens 11 %, vorzugsweise mindes tens 12 %. Die Zugfestigkeit sowie die Bruchdehnung A50 sind im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1:2017 ermittelbar. Das Lochaufweitungsverhältnis l beträgt mindestens 40 %, insbesondere mindestens 45 %, vorzugsweise mindestens 50 %, bevorzugt mindestens 55 %, weiter bevorzugt mindestens 60 %, wobei das Lochaufweitungsverhältnis l nach DIN EN ISO 16630:2017 ermittelbar ist. Hierbei hat sich herausgestellt, dass das erfindungsgemäße kaltgewalzte Stahlflachprodukt ein besonderes günstiges Verhältnis von Lochaufweitungsverhältnis zu Zugfestigkeit aufweist. So werden bei einem erfindungsgemäßen kaltgewalzten Stahlflachprodukt auch bei hohen Zugfestigkeiten hohe Lochaufweitungsverhältnisse erzielt, welche sich in hohen Werten für das Produkt aus Zugfestigkeit R _m und Lochaufweitungsverhältnis l äußern. Es werden daher Werte von mindestens 30.000 MPa*%, insbesondere mindestens 40.000 MPa*%, vorzugs weise mindestens 45.000 MPa*%, bevorzugt mindestens 50.000 MPa*% erreicht.

Die erzielten mechanischen Eigenschaften und Lochaufweitungsverhältnisse werden ent sprechend erreicht, wenn vorhandene Legierungselemente Ti, Nb und/oder V und vorhandene Legierungselemente Cr, Mo und/oder W in „Karbid“-Ausscheidungen abgebunden sind. Unter Ausscheidungen sind „Karbide“ mit einer NaCI (Bl) Kristallstruktur gemeint, die überwiegend aus mindestens einem der Legierungselemente aus der Gruppe Ti, Nb und V, und mindestens einem der Legierungselemente aus der Gruppe Mo, W und Cr sowie C bestehen. Außerdem können die Ausscheidungen einen geringen Gehalt an N enthalten. Die Summe der Gehalte an Ti, Nb und V (jeweils in Atom.-%) bezogen auf die chemische Analyse der Ausscheidungen beträgt daher mindestens 20 Atom.-%. Bei zu niedrigen Gehalten von Ti, Nb und/oder V in den Ausscheidungen handelt es sich nicht um „Karbide“, sondern um andere Ausschei dungen, die sich bei hohen Temperaturen vergröbern, und sind daher für eine hohe Zug festigkeit und ein hohes Lochaufweitungsverhältnis nicht geeignet. Die Feinheit der Aus scheidungen ergibt sich aus einem hohen Gehalt der Legierungselemente Mo, W und/oder Cr in den Ausscheidungen. Die Summe der Gehalte an Cr, Mo und W (jeweils in Atom.-%) bezogen auf die chemische Analyse in den Ausscheidungen beträgt mindestens 2,5 Atom.-%, insbesondere mindestens 5 Atom.-%, vorzugsweise mindestens 10 Atom.-%. Ein ent sprechender Gesamtgehalt der Legierungselemente Mo, W und/oder Cr in den Ausschei dungen ist erforderlich, um die Vergröberung der Ausscheidungen bei hohen Temperaturen zu verlangsamen und daher eine hohe Zugfestigkeit und ein hohes Lochaufweitungsverhältnis zu erzielen. Bei einem zu niedrigen Gesamtgehalt an Mo, W und/oder Cr in den Ausschei dungen vergröbern sich die Ausscheidungen bei hohen Temperaturen. Eine Vergröberung der Ausscheidungen wirkt sich negativ auf die Zugfestigkeit und das Lochaufweitungsverhältnis aus. Zur Umrechnung von Gew.-% in Atom.-% wird die übliche Formel

K _A t = 100 * (K _G / m _K ) / Summe aus (i _G / m,) verwendet, wobei K _A T und K _G die Konzentration von Element K in Atom.-% und Gew.-% sind; m _K die Atommasse des Elements K ist; und i _G der Gehalt (in Gew.-%) und mj die Atommasse der Komponente i in der Mischung der Komponenten sind.

Außerdem kann die Ausscheidungsgröße an die Homogenität der Verteilung von Cr, Mo und/oder W gekoppelt sein. Beispielsweise beim Vorhandensein von Cr kann bei Ausschei dungen von bis zu 5 nm mit Hilfe einer hochauflösenden Transmissionselektronen mikroskopie eine homogene Cr-Verteilung in der Ausscheidung festgestellt werden. Bei Aus scheidungen im Größenbereich von ca. 5 bis 10 nm kann hingegen gezeigt werden, dass am Rand der Ausscheidungen wesentlich höhere Cr-Gehalte als im Kern der Ausscheidungen vorhanden sind. Hierbei wird als „Kern“ derjenige Bereich der Ausscheidungen definiert, welcher ca. 50 % der Fläche der Ausscheidung in der Mikroskopie ausmacht und dem Flächenschwerpunkt am nächsten ist. Als „Rand“ wird die verbleibende Fläche der Aus scheidung definiert. Bei Ausscheidungen von mehr als 10 nm ist der Cr-Gehalt am Rand deutlich höher als im Kern, wobei es keine Wirkung auf die Karbidvergröberung hat. Der mittlere Ausscheidungsdurchmesser ist ebenfalls mittels TEM bestimmbar.

Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 8.

Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachproduktes mit einem ferritischen Grundgefüge umfasst die Schritte: a) Erschmelzen eines Stahls bestehend neben Fe und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) aus

C: 0,020 bis 0,20 %,

Mn: 0,10 bis 3,00 %,

P: bis 0,020 %,

S: bis 0,010 %,

N: bis 0,010 %, mit mindestens einem oder mehreren Mikrolegierungselementen aus der Gruppe (Ti, Nb, V): Ti: mindestens 0,040 %,

Nb: mindestens 0,040 %,

V: mindestens 0,040 %, wobei für die Legierungselemente Ti, Nb und V die Bedingung a) 0,04 % <= x <= 0,3 % mit x = Ti + V/1,06 + Nb/1,94 [in Gew.-%] erfüllt ist, mit mindestens einem oder mehreren Legierungselementen aus der Gruppe (Cr, Mo, W):

Cr: mindestens 0,050 %,

Mo: mindestens 0,050 %,

W: mindestens 0,050 %, wobei für die Legierungselemente Cr, Mo und W die Bedingung b) 0,05 % <= y <= 1,5 % mit y = Cr + Mo/1,85 + W/3,54 54 [in Gew.-%] erfüllt ist, wobei für die Legierungselemente C, N, Ti, Nb, V, Cr, Mo und W weiterhin die Bedingungen c) z >= 0,5 mit z = 0,921 * y/x und d) 0,3 <= zz <= 1,0 mit zz = 0,25 * y/(C + 0,86 * N), erfüllt sind optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Si, AI, Ca, B, Cu, Ni Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, 0, H) mit

Si: bis 1,50 %,

AI: bis 1,50 %,

Ca: bis 0,0050 %,

B: bis 0,0010 %,

Cu: bis 0,10 %,

Ni: bis 0,10 %,

Sn: bis 0,050 %,

As: bis 0,020 %,

Co: bis 0,020 %,

Zr: bis 0,0002 %,

La: bis 0,0002 %,

Ce: bis 0,0002 %,

Nd: bis 0,0002 %,

Pr: bis 0,0002 %,

0: bis 0,0050 %,

H: bis 0,0010 %, b) Vergießen der Schmelze zu einem Vorprodukt; c) Vorwärmen des Vorprodukts auf eine Temperatur und/oder Halten des Vorprodukts bei einer Temperatur zwischen 1150 und 1350°C; d) Warmwalzen des Vorprodukts zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt mit einer Warm walzendtemperatur zwischen 850 und 980°C; e) Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer zwischen 20 und 400°C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine zwischen 400 und 700°C betragende Haspeltemperatur; f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; g) Abhaspeln des Coils und Kaltwalzen mit einem zwischen 5 und 70 % betragenden Kalt walzgrad zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt; h) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; i) Abhaspeln des Coils und Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts im kontinuierlichen Durchlauf umfassend die Schritte:

11) Aufheizen mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur zwischen 700 und 900°C und Halten bei 700 bis 900°C für eine Dauer zwischen 10 und 1000s;

12) Abkühlen mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur von höchstens 600°C und optional Halten bei dieser Temperatur für eine Dauer von höchstens 1000s; j) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil.

Der erschmolzene Stahl mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der oben angege benen Spannen wird zu einem Vorprodukt vergossen. Der Stahl wird nach seinem Erschmel zen zu einem Vorprodukt vergossen, bei dem es sich beim klassischen Produktionsweg um eine Bramme üblicher Abmessung handeln kann. Jedoch kann aus dem Stahl auch durch direktes Warmwalzen eines Stranggusses in einer Gießwalzanlage als Vorprodukt einer Dünn bramme oder in einer Bandgießanlage als Vorprodukt eines gegossenen Bandes erzeugt werden. Beispielsweise in einer Gießwalzanlage oder Bandgießanlage, kann das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, so dass das Vor produkt auf einer Temperatur gehalten oder bei Bedarf auf eine Temperatur vorerwärmt wird, beispielsweise in einem Ausgleichs- oder Vorwärmofen, bei der eine möglichst vollständige Homogenisierung gewährleistet ist und bei der sich während des Vergießens eventuell gebildete Ausscheidungen möglichst vollständig (wieder) auflösen. Wird die Schmelze beispielsweise in einer Stranggießanlage zu einem Vorprodukt vergossen, wird der gegossene und vollständig erstarrte Strang zu mehreren Brammen endlicher Abmessung abgetrennt und abschließend zugelassen, dass sich die Brammen durch insbesondere natürliche Abkühlung auf Umgebungstemperatur abkühlen. Das Vorprodukt respektive die Bramme wird zum Weiterverarbeiten beispielsweise in einem Hubbalkenofen oder mittels anderen geeigneten Mitteln auf eine Temperatur wiedererwärmt.

Die Temperatur beim Vorwärmen und/oder beim Halten des Vorprodukts beträgt mindestens 1150°C, insbesondere mindestens 1200°C, um eine möglichst vollständige Auflösung eventuell vorhandener unerwünschter Ausscheidungen in Form von Karbiden/Karbonitriden und/oder Nitriden im Vorprodukt sicherzustellen. Die Temperatur zum Vorwärmen und/oder zum Halten sollte 1350°C nicht überschreiten, um ein partielles Aufschmelzen und/oder zu starke Verzunderung des Vorprodukts zu vermeiden. Aus ökologischen und ökonomischen Gründen wird die Temperatur zum Vorwärmen und/oder Halten insbesondere auf maximal 1275°C beschränkt.

Das Vorprodukt wird in einem oder mehreren Walzgerüsten (Warmwalzstaffel) mit einer Warm walzendtemperatur zwischen 850 und 980°C zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt warmgewalzt. Eine Warmwalzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflach produkts von mindestens 850°C, insbesondere mindestens 870°C wird gewählt, um den Umformwiderstand nicht zu stark ansteigen zu lassen. Um eine unerwünschte Grobkorn bildung zu vermeiden, wird die Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahl flachprodukts auf maximal 980°C beschränkt.

Das erhaltene warmgewalzte Stahlflachprodukt wird mit einer zwischen 20 und 400°C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine zwischen 400 und 700°C betragende Haspel temperatur abgekühlt. Die Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 20°C/s ist erforderlich, um die Bildung von Perlit und Zementit und die Entstehung von groben Ausscheidungen, die in den späteren Prozessschritten nicht aufgelöst werden können, weitestgehend zu vermeiden. Eine über 400°C/s liegende Abkühlgeschwindigkeit ist technisch nicht realisierbar. Die Haspeltemperatur beträgt mindestens 400°C, insbesondere mindestens 410°C, um eine Martensitbildung zu verhindern und die Bildung eines Gefüges aus Bainit, bainitischem Ferrit und/oder Ferrit im warmgewalzten Stahlflachprodukt zu begünstigen. Martensit im Gefüge des warmgewalzten Stahlflachprodukts würde auf das Gefüge des kaltgewalzten und geglühten Stahlflachprodukts übertragen werden und wäre im Gefüge des kaltgewalzten Stahlflach produkts eine unerwünschte Phase. Außerdem wirkt sich der Martensit im Gefüge des warm gewalzten Stahlflachprodukts sowohl negativ auf die Kaltwalzbarkeit des warmgewalzten Stahlflachprodukts als auch die Isotropie des Gefüges des kaltgewalzten und geglühten Stahlflachprodukts aus. Um die Diffusion sauerstoffaffiner Legierungselemente zur Oberfläche während des Haspelvorgangs zu begrenzen, wird die Haspeltemperatur auf höchstens 700°C, insbesondere höchstens 660°C begrenzt. Bei einer Haspeltemperatur oberhalb von 700°C würden sich die Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen vergröbern, dadurch die gewünschte Ausscheidungsgröße im kaltgewalzten Stahlflachprodukt und folglich eine hohe Zugfestigkeit und ein hohes Lochaufweitungsverhältnis nicht erreicht werden. Bei warmge walzten Stahlflachprodukten, welche aus Ferrit und/oder bainitischem Ferrit verstärkt mit Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen bestehen, vgl. u. a. EP 1 228 665 Al und WO 2020/048599 Al, ist üblicherweise die Haspeltemperatur auf mindestens 550 - 600°C eingestellt, damit sich Ti-, Nb- und/oder V-haltige Karbide während der Abkühlung des gehaspelten Coils ausscheiden können. Bei einer niedrigeren Haspeltemperatur scheiden sich die Karbide nicht aus, so dass die erwünschten mechanischen Eigenschaften nicht erreicht werden können. In dem vorliegenden Fall spielt es keine Rolle, ob die Ausscheidungen bereits im warmgewalzten Stahlflachprodukt entstehen. In dem Fall, dass sich keine Ausscheidungen im warmgewalzten Stahlflachprodukt während der Abkühlung des Coils bilden, bilden sich diese beim späteren Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts. Somit können die erwünschten mechanisch-technologischen Eigenschaften auch durch das Haspeln bei einer Haspeltemperatur von mindestens 400°C, insbesondere mindestens 410°C, erzielt werden.

Das auf die Haspeltemperatur abgekühlte warmgewalzte Stahlflachprodukt wird zu einem Coil gehaspelt.

Optional kann das warmgewalzte Stahlflachprodukt vom Coil abgehaspelt werden und einem konventionellen Beizen zugeführt werden, entweder im Coil-to-Coil-Prozess, also Abhaspeln- Beizen-Haspeln, oder bevorzugt direkt vor dem Kaltwalzen, also Abhaspeln-Beizen-Kalt- walzen. Durch das Beizen kann auf dem warmgewalzten Flachprodukt vorhandener Zunder entfernt und/oder die Oberfläche des warmgewalzten Flachprodukts für die nächsten Schritte vorbereitet respektive aktiviert werden.

Das warmgewalzte Stahlflachprodukt (Warmband) kann eine Dicke zwischen 1,5 und 10 mm aufweisen.

Das warmgewalzte Flachprodukt wird vom Coil abgehaspelt und mit einem zwischen 5 und 70 % betragenden Kaltwalzgrad zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt. Das Kaltwalzen ist für eine hohe Oberflächenqualität und Maßtoleranz erforderlich, welche für den vorgesehenen Verwendungszweck des kaltgewalzten Stahlflachprodukts bei dünnwandigen Bauteilen (z.B. Rohkarosserie-Bauteile) notwendig ist. Jedoch führt das Kaltwalzen zu einer Kaltverfestigung, welche sich negativ auf die Duktilität und das Lochaufweitungsverhältnis des Stahls auswirkt. Außerdem ergibt das Kaltwalzen eine dominante Walztextur, welche zu einer prägnanten Anisotropie der mechanischen Eigenschaften und folglich einer Verringerung des Lochaufweitungsverhältnisses führt. Der Einfluss der Kaltverfestigung und Walztextur auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften kann nicht durch ein anschließendes Glühen vollständig erholt werden. Der Kaltwalzgrad KWG berechnet sich nach der Formel:

KWG = 100 * (LWB - L _KB ) / LWB wobei l_ _WB die Dicke des warmgewalzten Stahlflachprodukts (Warmband) und L _K B die Dicke des kaltgewalzten Stahlflachprodukts (Kaltband) ist. Beim Kaltwalzen mit einem zu niedrigen Kaltwalzgrad werden die für die Zielanwendung erforderliche Oberflächenqualität und Maßtoleranz nicht erzielt. Aus diesem Grund beträgt der Kaltwalzgrad mindestens 5 %, insbesondere mindestens 10 %. Beim Kaltwalzen mit einem zu hohen Kaltwalzgrad sind die Einflüsse der Kaltverfestigung und der Walztextur so hoch, dass die erforderlichen mechanischtechnologischen Eigenschaften nicht erzielt werden können. Aus diesem Grund ist der Kaltwalzgrad auf höchstens 70 %, insbesondere höchstens 50 %, vorzugsweise höchstens 40 % begrenzt.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird zu einem Coil gehaspelt.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt (Kaltband) kann eine Dicke zwischen 0,5 und 4 mm aufweisen.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird vom Coil abgehaspelt und im kontinuierlichen Durchlauf geglüht. Das Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts hat einen maßgeblichen Einfluss auf die Einstellung der mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts. Generell werden die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts von zwei Änderungen im Gefüge während des Glühens beeinflusst: einerseits die Rekristallisation der Ferrit- und/oder bainitischen Ferritkörner und andererseits die Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen. Die Rekristallisation und die Ausscheidungs- vergröberung haben gegensätzliche Wirkungen auf das Lochaufweitungsverhältnis. Die Rekristallisation des Gefüges ist erforderlich, um die durch das Kaltwalzen entstandene Verfestigung zumindest teilweise zu beheben, die sonst das Lochaufweitungsverhältnis beeinträchtigen und die Zugfestigkeit erhöhen würde. Die Rekristallisation erfolgt erst bei solch hohen Temperaturen, bei denen die Ausscheidungen sich ebenfalls prägnant ver gröbern können. Diese wirkt sich negativ sowohl auf das Lochaufweitungsverhältnis als auch auf der Zugfestigkeit aus. Daher sind die Kinetik der Rekristallisation und der Ver gröberungsprozess von entscheidender Bedeutung für eine gute Kombination der mechanischen Eigenschaften und des Lochaufweitungsverhältnisses. Das Glühen kann in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage oder in konven tioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage in einer Feuerbeschich tungsanlage erfolgen. Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird in einer ersten Stufe mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur zwischen 700 und 900°C aufgeheizt. Eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit von mindestens 0,5°C/s ist erforderlich, um eine übermäßige Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausschei dungen zu vermeiden; bei einer geringeren mittleren Aufheizgeschwindigkeit würden die gewünschte Ausscheidungsgröße und folglich die erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erzielt werden. Eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit von über 100°C/s ist technisch nicht realisierbar. In einer zweiten Stufe wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer Temperatur von 700 bis 900°C für eine Dauer zwischen 10 bis 1000s gehalten. Eine Temperatur von mindestens 700°C und eine Dauer von mindestens 10s ist für eine aus reichende Rekristallisation des Gefüges erforderlich. Bei einer Temperatur unter 700°C und einer Dauer unter 10s würde das Gefüge nicht ausreichend rekristallisieren. Eine aus reichende Rekristallisation ist erforderlich, um die aus dem Kaltwalzen erfolgende Kaltver festigung und Anisotropie zu minimieren. Diese wirken negativ auf die Duktilität und das Lochaufweitungsverhältnis des Stahls. Infolgedessen werden die erforderlichen mechanisch technologischen Eigenschaften durch das Glühen bei einer Temperatur von weniger als 700°C bzw. für weniger als 10s nicht erzielt. Eine Temperatur von mehr als 900°C und eine Dauer von mehr als 1000s würde wiederrum zu einer übermäßigen Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen und folglich zu einer Verschlechterung der mechanisch technologischen Eigenschaften führen. In einer dritten Stufe wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100 °C/s auf eine Temperatur von höchstens 600°C abgekühlt. In ähnlicher Weise wie die mittlere Aufheiz geschwindigkeit in der ersten Stufe, würde eine zu langsame mittlere Abkühlgeschwindigkeit zu einer übermäßigen Vergröberung der Ti-, Nb- und/oder V-haltigen Ausscheidungen führen, so dass die gewünschte Ausscheidungsgröße und folglich die erforderlichen mechanisch technologischen Eigenschaften nicht erzielt werden können. Aus diesem Grund beträgt die mittlere Abkühlgeschwindigkeit mindestens 0,5°C/s. Eine mittlere Abkühlgeschwindigkeit von über 100°C/s ist technisch nicht realisierbar.

Optional kann das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in einer vierten Stufe bei einer Temperatur von höchstens 600°C für eine Dauer von höchstens 1000s gehalten werden. Eine Temperatur über 600°C und eine Dauer über 1000s dürfen nicht überschritten werden, um eine Ver gröberung Ausscheidungen zu vermeiden. Die Temperatur in der vierten Stufe kann mindes tens 200°C, insbesondere mindestens 300°C, vorzugsweise mindestens 350°C betragen. Die Dauer in der vierten Stufe kann mindestens 10s betragen. Nach der optionalen vierten Stufe wird in einer fünften Stufe das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer mittleren Abkühl geschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur von höchstens 100°C ab gekühlt.

Die optionale vierte Stufe kann alternativ entfallen und das kaltgewalzte Stahlfachprodukt kann optional noch in der dritten Stufe (ohne Halten bei einer bestimmten Temperatur für eine bestimmte Dauer) direkt bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur von höchstens 100°C abgekühlt werden.

Die „mittlere“ Aufheiz- oder Abkühlgeschwindigkeit so zu verstehen, dass diese der Differenz zwischen einer Ausgangstemperatur (Ist-Temperatur) und einer Zieltemperatur (Soll- Temperatur) in Relation für die benötigte Dauer zwischen Ausgangstemperatur und Erreichen der Zieltemperatur gebracht wird. In der Regel die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeit keine konstante Größe ist.

Erfolgt das Glühen in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage in einer Feuerbeschichtungsanlage kann das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Anschluss an die dritte oder optionale vierte Stufe mit einem metallischen Überzug, insbesondere mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug, durch das Eintauchen in ein Schmelzenbad feuer beschichtet werden. Die Badeintrittstemperatur ist dabei mindestens um 10°C niedriger und höchstens um 20°C höher als die Schmelzenbadtemperatur, um zu verhindern, dass sich die Schmelzenbadtemperatur durch den Eintrag des kaltgewalzten Stahlflachprodukts wesentlich verändert. An der Zusammensetzung des Metallüberzugs und damit einhergehend des Schmelzenbads, welches das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei seiner Feuerbeschichtung durchläuft, werden keine besonderen Anforderungen gestellt. So besteht insbesondere der Metallüberzug, insbe sondere der Korrosionsschutzüberzug in seinem Hauptanteil aus Zink (Zn) und kann im Übrigen in konventioneller Weise zusammengesetzt sein. Dementsprechend kann der Korrosionsschutzüberzug neben Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen (in Gew.-%) von bis zu 20 % Fe, bis zu 5 % Mg und bis zu 10 % AI enthalten. Typischerweise sind dabei, soweit jeweils vorhanden, mindestens 5 % Fe, mindestens 1 % Mg und/oder mindestens 1 % AI vorgesehen, um optimale Gebrauchseigenschaften des Korrosionsschutzes zu erreichen. Optional kann sich an die Feuerbeschichtung eine weitere Wärmebehandlung („Galvan- nealing“) anschließen, bei der das feuerbeschichtete Stahlflachprodukt auf bis zu 550°C erwärmt wird, um die Zinkschicht einzubrennen. Entweder unmittelbar nach dem Austritt aus dem Schmelzenbad oder im Anschluss an die weitere Wärmebehandlung kann das erhaltene kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 100°C/s auf eine Temperatur von weniger als 100°C abgekühlt werden.

Das so erhaltene Stahlflachprodukt kann optional noch einem konventionellen Dressieren unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit zu optimieren. Der dabei eingestellte Dressiergrad beträgt typischerweise mindestens 0,1 % und höchstens 2,0 %, wobei ein Dressiergrad von mindestens 0,3 % und höchstens 1,0 % als besonders bevorzugt eingestellt wird. Ein Dressiergrad von weniger als 0,1 % würde zu einer zu niedrigeren Oberflächenrauheit bei einem optional mit einem Metallüberzug beschichteten kaltgewalzten Stahlflachprodukt führen, welche einen negativen Einfluss auf die Umform barkeit des Stahlflachprodukts hätte. Bei einem Dressiergrad von mehr als 2,0 % würden sowohl die mechanischen Eigenschaften (Streckgrenze und Bruchdehnung) als auch das Lochaufweitungsverhältnis negativ beeinflusst werden.

Die Legierungselemente der Schmelze respektive des Stahls (Stahlflachprodukts) sind wie folgt angegeben:

Kohlenstoff (C) wird hauptsächlich in den Ausscheidungen abgebunden. Die Konzentration des im Mischkristall gelösten C wird minimiert, um die Bildung von unerwünschten eisen basierten Phasen zu vermeiden. Ein Gehalt von mindestens 0,020 %, insbesondere mindestens 0,030 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,040 % ist erforderlich, um eine hohe Ausscheidungsdichte zu erreichen und so die geforderte Zugfestigkeit zu erreichen. Ein zu hoher Gehalt wiederum würde zur Bildung von unerwünschten Phasen wie Martensit, Bainit, Austenit, Restaustenit, Perlit und/oder Zementit im Gefüge führen, durch welche die Duktilität verringert und die Kantenrissempfindlichkeit erhöht werden würden. Daher ist der Gehalt auf höchstens 0,20 %, insbesondere höchstens 0,180 %, vorzugsweise höchstens 0,150 % beschränkt, wobei sich negative Einflüsse der Anwesenheit von C dadurch besonders sicher vermeiden lassen, wenn der Gehalt bevorzugt höchstens 0,120 % beträgt.

Mangan (Mn) ist ein Legierungselement, welches zur Mischkristallverfestigung des Materials beiträgt. Mn unterdrückt zudem die Bildung von Perlit und fördert auf diese Weise die Ent stehung von „Karbid“-Ausscheidungen mit den vorgesehenen Gehalten an Ti, V, und/oder Nb und Cr, Mo und/oder W. Aus diesem Grund ist ein Mn-Gehalt von mindestens 0,10 %, insbe sondere mindestens 0,20 %, vorzugsweise mindestens 0,40 % erforderlich. Ein zu hoher Gehalt wirkt sich allerdings negativ auf die Schweißbarkeit aus und erhöht das Risiko des Auftretens dominanter Seigerungen (chemische Inhomogenitäten im Gefüge, die während des Erstarrens entstehen). Daher ist die Obergrenze des Gehalts auf höchstens 3,00 % gesetzt, wobei geringere Gehalte von insbesondere höchstens 2,50 %, vorzugsweise höchstens 2,20 %, mögliche negative Auswirkungen der Anwesenheit von Mn vermeiden können.

Phosphor (P) zählt im weitesten Sinne zu einer Verunreinigung, welcher durch Eisenerz mit in den Stahl eingeschleppt wird und nicht vollständig im großtechnischen Stahlwerksprozess beseitigt werden kann. Der Gehalt sollte so gering wie möglich eingestellt werden, wobei der Gehalt für eine prozesssichere Schweißbarkeit bei höchstens 0,020 %, insbesondere höchs tens 0,010 % liegen sollte.

Schwefel (S) zählt im weitesten Sinne ebenfalls zu einer Verunreinigung und muss daher auf einen Gehalt von höchstens 0,010 % eingestellt werden, um eine starke Neigung zur Seigerung und negative Beeinflussung der Umformbarkeit respektive Dehnung in Folge von übermäßiger Bildung von Sulfiden (FeS; MnS; (Mn, Fe)S) zu vermeiden, insbesondere höchstens 0,0050 %. In der Regel kann Calcium zur Entschwefelung und Einstellung der S- Gehalts in Abhängigkeit von Ca-Gehalt zulegiert werden.

Stickstoff (N) zählt ebenfalls zur herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigung. Sofern N vorhanden ist, bilden Ti, Nb und/oder V bei gleichzeitiger Anwesenheit von C vorzugsweise mit N Nitride bzw. Karbonitride. Deswegen ist in der Praxis unter den dort technisch und wirt schaftlich darstellbaren Bedingungen die Aufnahme von N in den Ausscheidungen unver- meidbar. Grundsätzlich sind aber möglichst geringe Gehalte anzustreben, da N-dominierte Karbonitride oft sehr grob und eckig sind, weshalb sie nicht zur Verfestigung beitragen, sondern als Rissinitiatoren wirken. Um die Bildung von N-dominierten Karbonitriden zu ver meiden, ist der Gehalt auf höchstens 0,010 %, insbesondere höchstens 0,0050 % zu beschränken.

Titan (Ti), Niob (Nb) und Vanadium (V) gelten als Mikrolegierungselemente und werden entweder einzeln oder in Kombination (Ti und Nb; oder Ti und V; oder Nb und V; oder Ti, Nb und V) zulegiert. Die Mikrolegierungselemente sind für die Bildung der „Karbid“-Aus- scheidungen wesentlich. Die benötigte Dichte der Ausscheidungen kann dadurch erreicht werden, wenn mindestens eines der Mikrolegierungselemente aus der Gruppe (Ti, Nb, V) mit einem Gehalt von jeweils mindestens 0,040 % zulegiert wird. Außerdem muss die Bedingung a) mit 0,04 % <= x <= 0,3 % erfüllt sein, wobei sich x durch die Formel x = Ti + V/1,06 + Nb/1,94 [in Gew.-%] berechnen lässt. Bei zu niedrigen Gehalten von Ti, Nb und/oder V, welche einen Wert von x unter 0,04 % ergeben würde, wäre die erforderlichen Dichte der Ausscheidungen und folglich die erforderliche Zugfestigkeit nicht erreicht, x beträgt daher mindestens 0,04 Gew.-% und kann insbesondere mindestens 0,05 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,07 Gew.-% betragen. Um negative Auswirkungen zu hoher Gehalte an Mikrolegierungselementen zu vermeiden, ist x auf maximal 0,3 Gew.-% beschränkt. Auf diese Weise wird vermieden, dass beispielweise bei Vorhandensein von Nb erhöhte Nb-Gehalte zu Rissbildungen beim (Strang-)Gießen oder bei der Brammenabkühlung und/oder -vorwärmen führen. Gleichzeitig wird für die angestrebten Festigkeiten nur ein bestimmter Gehalt an Mikrolegierungselementen benötigt. Wird dieser überschritten, erfolgt nur noch eine geringfügige weitere Festigkeitssteigerung. Zudem sinken die mittleren Diffusionsabstände, wodurch die Gefahr der Bildung unerwünscht großer Ausscheidungen steigt. Aus diesen Gründen werden Gehalte an Ti, Nb und/oder V bevorzugt so zulegiert, dass x insbesondere höchstens 0,2 Gew.-% beträgt. Bei der Einstellung bzw. Zulegieren der Mikrolegierungs elemente muss beachtet werden, dass die Bedingungen c) und d) weiterhin erfüllt sind.

Chrom (Cr), Molybdän (Mo) und/oder Wolfram (W) werden entweder einzeln oder in Kombination (Cr und Mo; oder Cr und W; oder Mo und W; oder Cr, Mo und W) zulegiert. Die Anwesenheit von Chrom (Cr), Molybdän (Mo) und/oder Wolfram (W) ist von entscheidender Bedeutung für die Entstehung und/oder Ausbildung der „Karbid“-Ausscheidungen. Cr, Mo und/oder W sind für die Verlangsamung bzw. Verhinderung der Vergröberung der Karbide während des Glühens bei hohen Temperaturen erforderlich. Um diesen Effekt zu erzielen, muss mindestens eines der Legierungselemente aus der Gruppe (Cr, Mo, W) mit einem Gehalt von jeweils mindestens 0,050 % zulegiert werden. Außerdem muss die Bedingung b) mit 0,05 % <= y <= 1,5 % erfüllt sein, wobei sich y durch die Formel y = Cr + Mo/1,85 + W/3,54 [in Gew.-%] berechnen lässt. Bei zu niedrigen Gehalten von Cr, Mo und/oder W werden sich die „Karbid“-Ausscheidungen bei hohen Temperaturen vergröbern. Somit werden die gewünschten Ausscheidungsgrößen im kaltgewalzten Stahlflachprodukt und folglich die angestrebten mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erreicht, y beträgt daher mindestens 0,05 Gew.-% und kann insbesondere mindestens 0,08 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,10 Gew.-% betragen. Für die angestrebten mechanisch-technologischen Eigenschaften wird daher nur ein bestimmter Gehalt an Cr, Mo und/oder W benötigt. Wird dieser überschritten, erfolgt nur noch eine geringfügige weitere Steigerung der Zugfestigkeit bzw. des Lochaufweitungsverhältnisses. Außerdem steigt die Gefahr, dass sich unerwünschte Phasen bilden, welche die mechanisch-technologischen Eigenschaften beeinträchtigen können. Ein Überschuss von Cr würde eine unerwünschte ausgeprägte Korngrenzenoxidation bewirken. Mo und W zählen zu den teuersten Legierungselementen, daher sind hohe Gehalte an Mo und W aus wirtschaftlichen Gründen zu vermeiden. Aus diesen Gründen werden die Gehalte an Cr, Mo und/oder W derart zulegiert, dass y auf höchstens 1,5 Gew.-%, insbe sondere höchstens 1,2 Gew.-%, vorzugsweise höchstens 1,0 Gew.-% beschränkt ist. Ferner müssen die Gehalte an Cr, Mo und W derart zulegiert werden, dass auch die Bedingung c) erfüllt ist und der Wert z mindestens 0,5, insbesondere mindestens 0,7, vorzugsweise mindestens 0,8 beträgt. Ein entsprechender z-Wert kann gewährleisten, dass eine aus reichende Konzentration von Cr, Mo und/oder W in Bezug auf die vorhandene Konzentration von Ti, Nb und/oder V vorliegt. Im Fall, dass z kleiner 0,5 ist, reichert sich eine unzureichende Menge an Cr, Mo und/oder W in den „Karbid“-Ausscheidungen an. Infolgedessen wird die Vergröberung der „Karbid“-Ausscheidungen nicht verhindert bzw. verlangsamt, so dass die gewünschte Ausscheidungsgröße und folglich die angestrebten mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erreicht werden.

Zu beachten ist dabei, dass der C-Gehalt im Rahmen der hier vorgegebenen Spannen so zulegiert wird, dass die vorgeschriebene Bedingung d) erfüllt ist. Konkret werden die Gehalte der die Bedingung d) bestimmenden Legierungselemente innerhalb der jeweils zu diesen Legierungselementen vorgegebenen Spannen so eingestellt, dass weiterhin gilt: 0,3 <= zz <= 1,0, wobei d) insbesondere auf 0,35 <= zz <= 0,8, vorzugsweise 0,4 <= zz <= 0,7 einge schränkt werden kann und sich als besonders günstig im Hinblick auf die angestrebten Eigen schaften herausgestellt hat, insbesondere um zu gewährleisten, dass die die Bedingung d) bestimmenden Legierungselemente (mindestens eine aus der Gruppe (Ti, Nb, V) sowie C und N) in den „Karbid“-Ausscheidungen abgebunden sind. Aus einem zu hohen Gehalt an C bzw. N würde sich ein zz < 0,3 ergeben, wobei ein Überschuss an C zur überschüssigen Bildung von unerwünschten Phasen wie Martensit, Bainit, Austenit, Restaustenit, Perlit und/oder Zementit führen würde, welche sich negativ auf das Lochaufweitungsverhältnis auswirken würden. Ein zu hoher Gehalt an N würde zur Bildung von groben N-dominierten Karbonitriden führen, welche sich ebenfalls negativ auf das Lochaufweitungsverhältnis auswirken würden. Bei zz > 1,0 ist der Gehalt in Summe von Ti, Nb und V zu hoch. Ein Überschuss in Summe von Ti, Nb und V trägt in jedem Fall nicht zur weiteren Festigkeitssteigerung bei, sondern erhöht das Risiko der Bildung von unerwünschten Ausscheidungen, welche sich negativ auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften auswirken.

Das Stahlflachprodukt kann optional eines oder mehrere Legierungselemente aus der Gruppe (Si, AI, Ca, B, Cu, Ni, Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, 0, H) enthalten.

Silizium (Si) kann als optionales Legierungselement zur Unterdrückung der Entstehung von Perlit im Gefüge zulegiert werden. Um diese Wirkung von Si zu erzielen, ist ein Gehalt von mindestens 0,050 % erforderlich. Zu hohe Gehalte an Si würden die Oberflächenqualität des Stahls beeinträchtigen. Daher ist der Gehalt auf höchstens 1,50 % beschränkt, wobei sich Gehalte von insbesondere höchstens 1,00 %, vorzugsweise höchstens 0,70 % im Hinblick auf die Vermeidung negativer Einflüsse der Anwesenheit von Si als besonders günstig erweisen und zudem ein optionales späteres Stückverzinken des aus dem kaltgewalzten Stahlflach produkt erzeugten Bauteils ermöglichen. Wenn besondere Anforderungen an die Stück verzinkungsfähigkeit vorliegen, kann bevorzugt auf ein Si-Zulegieren verzichtet und ein maximaler Gehalt von 0,03 % zugelassen werden. Gehalte bis zu 1,50 % können auch zur Mischkristallverfestigung beitragen, so dass höhere Gehalte durchaus auch höhere Gehalte, beispielsweise größer als 0,70 % zulegiert werden können, wenn geringere Anforderungen an die Oberflächenqualität und/oder Stückverzinkungsfähigkeit gestellt werden. Bei Gehalten, die oberhalb von 1,50 % liegen, wird die Walzbarkeit des Stahls zu sehr negativ beeinflusst und es kann bei der Walzbearbeitung zu Aufwachsungen auf den Walzen in der Kaltwalzstaffel bzw. im Kaltwalzgerüst kommen.

Aluminium (AI) kann als optionales Legierungselement zur Unterdrückung von Perlit zulegiert werden. Weil AI üblicherweise zur Desoxidation der Schmelze verwendet wird, ist bei üblicher Erzeugung eines Stahls ein Gehalt von mindestens 0,010 % unvermeidbar. Ein zu hoher Gehalt kann sich jedoch negativ auf die Gießbarkeit auswirken. Daher wird die Obergrenze auf höchstens 1,50 %, insbesondere höchstens 1,00 %, vorzugsweise höchstens 0,70 % beschränkt.

Kalzium (Ca), Bor (B), Kupfer (Cu), Nickel (Ni), Zinn (Sn), Arsen (As), Kobalt (Co), Zirkon (Zr), Lanthan (La), Cer (Ce), Neodym (Nd), Praseodym (Pr), Sauerstoff (0) und Wasserstoff (H) sind wie alle anderen hier nicht explizit angeführten denkbaren Legierungselemente den herstellungstechnisch unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen, die als Bestandteile des Ausgangsmaterials aus dem der Stahl erzeugt wird, oder prozessbedingt beim Stahlerschmelzen und Verarbeiten in den Stahl gelangen können. Die Gehalte dieser Elemente sind so gering zu halten, dass sie keine technische Wirkung in Bezug auf die Eigenschaften des hier zugrundeliegenden Stahls haben.

Ca wird bei der Stahlerzeugung üblicherweise der Schmelze sowohl zur Desoxidation und Entschwefelung als auch zur Verbesserung der Gießbarkeit hinzugegeben. Ein zu hoher Gehalt kann zur Bildung von unerwünschten Einschlüssen führen, welche sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften und die Walzbarkeit auswirken. Daher ist die Obergrenze auf höchstens 0,0050 %, insbesondere höchstens 0,0020 % eingeschränkt.

Karbide bilden sich im kaltgewalzten Stahlflachprodukt an sich bewegenden Phasengrenzen. Die Bewegung von Phasengrenzen kann durch an ihnen segregiertes B gebremst werden. Dadurch kann die Bildung von Karbiden verhindert werden. Um diesen Effekt zu vermeiden, wird der Gehalt von B auf höchstens 0,0010 %, insbesondere höchstens 0,0006 %, vorzugs weise höchstens 0,0004 % beschränkt.

Cu kann sich in Form grober Partikel ausscheiden, welche sich negativ auf die mechanischen Eigenschaften auswirken. Außerdem hat Cu einen negativen Einfluss auf die Gießbarkeit. Um jeden Einfluss von Cu zu vermeiden, ist der Gehalt auf höchstens 0,10 % beschränkt.

Auch Ni, Sn, As, Co, Zr, sowie Seltene Erden wie La, Ce, Nd und Pr, sind optionale Legierungselemente und werden nicht benötigt und gelten im Fall, dass sie dennoch nachweisbar sind, zu den unvermeidbaren Verunreinigungen. Dementsprechend ist der Ni- Gehalt auf höchstens 0,10 %; der Sn-Gehalt auf höchstens 0,050 %; der As-Gehalt auf höchstens 0,020 %; der Co-Gehalt auf höchstens 0,020 %; der Zr-Gehalt auf höchstens 0,0002 %; der La-Gehalt auf höchstens 0,0002 %; der Ce-Gehalt auf höchstens 0,0002 %; der Nd-Gehalt auf höchstens 0,0002 %; der Pr-Gehalt auf höchstens 0,0002 % beschränkt.

0 ist ebenso unerwünscht in der Schmelze respektive im Stahl, da sich eine Oxidbelegung sowohl auf die mechanischen Eigenschaften als auch auf die Gieß- und Walzbarkeit negativ auswirken würde. Der höchstens zulässige Gehalt wird daher auf höchstens 0,0050 %, insbe sondere höchstens 0,0020 % festgesetzt.

H ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbe sondere in hochfesten Stählen beim Abkühlen von der Warmwalzung zu Aufreißungen im Kern führen. Der Gehalt sollte daher so gering wie möglich sein, in jedem Fall höchstens 0,0010 %, insbesondere höchstens 0,0006 %, vorzugsweise höchstens 0,0004 %, wobei Gehalte von bevorzugt höchstens 0,0002 % angestrebt werden.

Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen

Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen näher erläutert. Diese sind in den Tabellen 1 bis 4 zusammengefasst. Tabelle 1 zeigt sowohl die chemischen Zusam mensetzungen als auch die Werte x, y, z und zz der Ausführungsbeispiele. Die Vorgaben bezogen auf das Warm- und Kaltwalzen sowie das Glühen und die optionale Feuer beschichtung sind in Tabelle 2 und 3 angegeben. Tabelle 4 zeigt sowohl die mechanisch technologischen Eigenschaften als auch Gefügezusammensetzung der Ausführungsbeispiele.

Zur Erprobung der Erfindung sind die entsprechend den in Tabelle 1 angegeben Zusammen setzungen legierten Schmelzen A - BP erzeugt und zu Brammen vergossen worden. Die nicht erfindungsgemäßen Schmelzen und ihre von den Vorgaben in den vorgenannten Spannen abweichenden Gehalte an bestimmten Legierungselemente sind in Tabelle 1 durch Unter streichung hervorgehoben. Gehalte an einem Legierungselement, die so gering waren, dass sie im technischen Sinne „0“, das heißt so gering waren, dass sie keinen Einfluss auf die Eigenschaften des Stahls haben, sind in Tabelle 1 durch den Eintrag bezeichnet.

Die aus den Stählen A - BP erzeugten Brammen sind in einem Vorwärmofen, in dem eine Temperatur („VWO“) herrschte, durcherwärmt worden. Anschließend sind die vorerwärmten Brammen in konventioneller Weise zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt warmgewalzt worden. Das jeweils erhaltene warmgewalzte Stahlflachprodukt hat die Warmwalzstaffel mit einer Warmwalzendtemperatur („WET“) verlassen und ist anschließend mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit („AKR“) auf eine Haspeltemperatur („HT“) abgekühlt worden, bei der sie jeweils zu einem Coil gehaspelt worden sind. Nach der Abkühlung im Coil auf Raum temperatur ist das warmgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise gebeizt worden und anschließend mit einem Kaltwalzgrad („KWG“) in konventioneller Weise zu einem kalt gewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt worden.

Zum Nachweis der Wirkung der Erfindung ist bei der Erzeugung der kaltgewalzten Stahlflach produkte jeweils eine der in Tabelle 2 angegebenen Kombinationen I - XII von VWO, WET, AKR, HT und KWG gewählt worden. Die nicht erfindungsgemäßen Kombinationen aus I - XII und die Vorgaben, die jeweils nicht den Maßgaben der Erfindung entsprachen, sind in Tabelle 2 durch Unterstreichung hervorgehoben.

Nach dem Kaltwalzen ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage oder in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage in einer Feuerbeschichtungsanlage geglüht worden. Die Route in der Feuerbeschichtungsanalage ist durch das Beschichten mit einem Metallüberzug in den Ausführungsbeispielen kenntlich gemacht mit X in („Zn“). Das Glühen erfolgt in mehreren Stufen. In der ersten Stufe ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer mittleren Aufheiz geschwindigkeit („HR“) auf eine Temperatur („HT1“) aufgeheizt worden, bei der es für eine Dauer („HZ1“) gehalten worden ist. Anschließend ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit („KR1“) auf einer Temperatur („HT2“) abgekühlt worden, bei der es für eine Dauer („HZ2“) gehalten worden ist. Im Anschluss nach der Dauer („HZ2“) ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt optional mit einem Zn-basierte Korrosions schutzüberzug durch das Eintauchen in einem Schmelzenbad beschichtet worden. Entweder unmittelbar nach Ende der Dauer („HZ2“) oder nach dem Austritt aus dem Schmelzenbad ist das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit („KR2“) auf Raumtemperatur abgekühlt worden.

In einer alternativen Fahrweise ist das kaltgewalzte Stahlfachprodukt nach dem Halten bei einer Temperatur („HT1“) für eine Dauer („HZ1“) direkt mit einer mittleren Abkühl geschwindigkeit („KR1“) und ohne Halten bei einer Temperatur („HT2“) für eine Dauer („HZ2“) auf eine Temperatur von höchstens 100°C, vorzugsweise auf Raumtemperatur abge kühlt worden. Das so erzeugte kaltgewalzte Stahlflachprodukt ist optional mit einem Dressiergrad („DG“) dressiert worden.

In den Ausführungsbeispielen erfolgt das Glühen und optionale Feuerbeschichten nach einer der in Tabelle 3 angegebenen Kombinationen a - j von HR, HT 1 , HZ1 , KR1, HZ2, KR2 und DG. Für die Kombinationen a - j ist ebenfalls angegeben, ob das kaltgewalzte Stahlflach produkt mit einem Zn-basierten Korrosionsüberzug beschichtet worden ist. Die nicht erfindungsgemäßen Kombinationen aus a - j und die Vorgaben, die jeweils nicht den Maß gaben der Erfindung entsprachen, sind in Tabelle 3 durch Unterstreichung hervorgehoben.

An den so erzeugten Stahlflachprodukten sind sowohl die mechanisch-technologischen Eigen schaften als auch Gefügezusammensetzung ermittelt worden. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen Zugfestigkeit R _m , obere Streckgrenze R _eH , untere Streckgrenze R _eL , Bruch dehnung A50, Lochaufweitungsverhältnis l, das Produkt R _m * l, der mittlere Ausscheidungs durchmesser DM der „Karbid“-Ausscheidungen und der Ferritanteil F des Gefüges, sind in Tabelle 4 zusammengefasst, in welcher für die auf Basis der kaltgewalzten Stahlflachprodukte Al - BPI erzeugten Stahlflachprodukte zusätzlich angegeben ist, aus welchem der Stähle A - BP das Stahlsubstrat des jeweiligen Stahlflachprodukts bestand (Spalte „Analyse“), welche der Kombinationen I - XII der Warmbanderzeugung (Spalte „Walzen“) und welche der Varianten a - j der Glühbehandlung und des Schmelzenauftrags das jeweilige Stahlsubstrat durchlaufen hat (Spalte „Glühen“). Insbesondere bestand der Rest des jeweiligen Gefüges je nach Ferritanteil, und falls vorhanden, Martensit, Bainit, Austenit, Restaustenit, Perlit und/oder Zementit sowie unvermeidbare Gefügebestandteile, wonach nicht gezielt in den Unter suchungen geschaut worden ist und daher in der Tabelle 4 auch nicht weiter ausgeführt worden ist.

Beispiel Al ist ein Referenzbeispiel, welches aus einem Stahl mit der chemischen Zusammensetzung A besteht, und nach Walzvorgabe I und Glühvorgabe a erzeugt worden ist. Diese ergab eine optimale Kombination von mechanisch-technologischen Eigenschaften und Gefügezusammensetzung.

Beispiele A2 - A4 sind vergleichbar mit Beispiel Al, außer dass die Warmwalzbedingungen von den erfindungsgemäß erforderlichen Vorgaben abweichen. In diesem Sinne dienen sie als Gegenbeispiele. Bei Beispiel A2 wurde die Bramme mit einer zu niedrigen Temperatur VWO erwärmt, so dass die Bramme nicht vollständig homogenisiert wurde. Infolgedessen wirkten sich die Legierungselemente und die Herstellungsverfahren auf die mechanischen Eigen schaften nicht aus. Bei Beispiel A3 wurde eine zu niedrige Walzendtemperatur WET eingestellt, so dass die angestrebte Isotropie des Materials durch Effekte des thermo mechanischen Walzens verloren ging. Bei Beispiel A4 wurde das warmgewalzte Stahlflach produkt mit einer zu niedrigen mittleren Abkühlgeschwindigkeit AKR abgekühlt, so dass grobe „Karbid“-Ausscheidungen vor dem Haspeln gebildet worden sind. Infolgedessen konnten die gewünschte Ausscheidungsgröße und folglich die erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften nicht erzielt werden.

Die chemischen Analysen B - AW sind Variationen der Analyse A, wobei Ti durch verschiedene Kombinationen von Ti, Nb und V ersetzt wurde und Cr durch verschiedene Kombinationen von Cr, Mo und W ersetzt wurde. Für alle Analysen B - AW wurden sowohl andere Legierungsbestandteile als auch die Werte x, y, z und zz jeweils gleich wie bei der Analyse A behalten. Die daraus erzeugten Beispiele Bl - AW1 wurden mit den gleichen Prozessbedingungen wie Beispiel Al durchprozessiert. Dies ergab mechanisch-techno logische Eigenschaften auf dem gleichen Niveau wie Beispiel Al .

Die Beispiele AX1 - BAI sind Gegenbeispiele, die ebenfalls auf dem Beispiel Al basieren. Bei Beispiel AX1 ist der Wert x und folglich der Wert zz zu niedrig. In Beispiel AY1 ist der Wert y und folglich der Wert z zu niedrig. Beispiel AZ1 hat einen zu niedrigen Gehalt an C und folglich einen zu hohen Wert zz. Im Gegensatz dazu hat Beispiel BAI einen zu hohen Gehalt an C und folglich einen zu niedrigen Wert zz. Die Beispiel AX1 - BAI sind mit den gleichen Prozessbedingungen wie Beispiel Al erzeugt, haben jedoch in Folge der abweichenden chemischen Analysen mechanisch-technologische Eigenschaften außerhalb des Zielbereichs.

Der Stahl BB ist ein niedriglegiertes Konzept mit einem sehr niedrigen Gehalt an Verun reinigungen, welches mit einer hohen VWO, WET, AKR und HT und einem besonders hohen KWG prozessiert wurde. Trotz des niedrigeren Legierungskonzepts ergab dieses ein sehr hohes Produkt R _m * l.

Die Stähle BC und BD sind relativ niedrig legierte Konzepte, die sich nur durch ihre C-Gehalte und folglich in den Werten zz unterscheiden. Anhand des Stahls BC wurde in den Beispielen BC1 - BC4 der Einfluss des Kaltwalzgrads KWG untersucht. Dadurch wurde gezeigt, dass mit abnehmendem KWG die Rm ab- und l zunimmt. Der Stahl BD hat einen etwas höheren Gehalt an C und folglich einen niedrigeren Wert zz im Vergleich zum Stahl BC. Dies ergab eine erhöhte R _m und ein reduziertes l im Vergleich zu Beispiel BC1 bei den gleichen Prozess bedingungen.

Die Stähle BE - BG unterscheiden sich durch ihre Cr-Gehalte. Der Stahl BE wurde in den Beispielen BEI - BE4 benutzt, um den Einfluss der Temperatur HT1 zu untersuchen. Dies zeigt, dass mit abnehmender HT1 die R _m zu- und das l abnimmt. Im Gegenbeispiel BE4 wurde eine zu niedrige HT1 eingestellt. Dies führte zu einem zu niedrigen l. Der Stahl BF hat im Vergleich zum Stahl BE einen niedrigeren Cr-Gehalt und folglich einen niedrigeren Wert y und einen niedrigeren Wert z. Diese wurden in den Beispielen BF1 - BF3 benutzt, um den Einfluss der Haspeltemperatur HT zu untersuchen. Dies zeigt, dass mit steigender HT die R _m und das l abnehmen. Im Gegenbeispiel BF3 wurde eine zu hohe HT eingestellt. Dies führte zu einem zu niedrigen Produkt Rm * l. Der Stahl BG hat im Vergleich zu den Stählen BE und BF noch niedrigere Werte y und z. Das daraus erzeugte Beispiel BG1 wurde mit den gleichen Prozessbedingungen wie in den Beispielen BEI und BF1 erzeugt. Die niedrigeren Werte y und z führten zu einem etwas niedrigeren Rm * l; dieses lag jedoch im Zielbereich.

Die Stähle BH und Bl sind mittelfeste Varianten, welche höhere Gehalte an AI bzw. Si haben. Diese wurden in den Beispielen BH1 - BI3 benutzt, um den Einfluss der Dauer HZ1 zu untersuchen. Es wurde gezeigt, dass die R _m und die l mit zunehmender HZ1 abnehmen. Infolgedessen haben die Beispiele BH3 und BI3 jeweils ein niedriges Produkt Rm * l, lagen jedoch im Zielbereich. Des Weiteren wurden die Beispiele BH3 bis BI3 ohne Beschichtung mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug erzeugt.

Der Stähle BJ und BK sind höherfeste Varianten, die noch höhere Gehalte an AI bzw. Si haben. Diese wurden in den Beispielen BJ1 - BK2 mit einer erhöhten HT1 von 875°C oder 925°C geglüht. Das Glühen bei 925°C führte zu einer Verschlechterung der mechanisch technologischen Eigenschaften im Vergleich zu den bei 875°C geglühten Beispielen. Die bei 925°C geglühten Beispiele BJ2 und BK2 dienen hier daher nur als Gegenbeispiele.

Die Stähle BL und BM sind höchstfeste Varianten, die Aufgrund ihrer hohen Gehalte an Si bzw. AI ohne Beschichtung mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug und ohne optionale vierte Stufe während des Glühens (Halten für eine Dauer HZ2 von höchstens 1000s bei einer Temperatur HT2 von höchstens 600°C) geglüht wurden. Diese zeigen, dass eine sehr hohe l bei einer sehr hohe R _m erreicht werden kann, sofern die erforderlichen Vorgaben eingehalten sind. Der Stahl BN ist ähnlich wie der Stahl BL, abgesehen von einem zu hohen C-Gehalt. Das daraus erzeugte Beispiel BN1 wurde mit den gleichen Prozessbedingungen wie das Beispiel BL1 erzeugt. Aufgrund des Überschusses an C, enthielt Beispiel BN1 einen zu niedrigen Anteil von Ferrit. Dies führte zu einer auffälligen Verschlechterung der mechanisch technologischen Eigenschaften. Daher dient Beispiel BN1 als Gegenbeispiel.

Der Stahl BO vergleichbar mit dem Referenzbeispiel A, hat jedoch höhere aber noch akzeptable Gehalte an P, S, N und Cu. Die daraus resultierenden mechanisch-techno logischen Eigenschaften waren im Vergleich zu Beispiel Al, welches mit den gleichen Prozessbedingungen erzeugt wurde, schlechter aber noch innerhalb des Zielbereichs. Der Stahl BP hat zu hohe Gehalte an P, S, N und Cu. Infolgedessen lagen die l und das Produkt Rm * l des Beispiels BPI, welches ebenfalls mit den gleichen Prozessbedingungen wie Al und BOI erzeugt wurde, außerhalb des Zielbereichs.

Tabelle 1: Chemische Analyse der Ausführungsbeispiele, Rest Eisen und herstellungsbedingt unvermeidbare Verunreinigungen

Tabelle 2: Prozessbedingungen der Ausführungsbeispiele mit Bezug auf das Warm- und

Kaltwalzen

Tabelle 3: Prozessbedingungen der Ausführungsbeispiele mit Bezug auf das Glühen und der optionalen Feuerbeschichtung

Tabelle 4: Mechanisch-technologische Eigenschaften und Gefügezusammensetzung der

Ausführungsbeispiele