Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden

Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl

Beschreibung

Die Erfindung betrifft einen hochfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften gemäß Patentanspruch 1. Vorteilhafte Weiterbildungen sind Gegenstand der Unteransprüche 2 bis 22.

Des Weiteren betrifft die Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines warm- und/oder kaltgewalzten Bandes aus einem solchen Stahl und dessen Vergütung mittels Lufthärten und optional nachgeschaltetem Anlassen, gemäß den Patentansprüchen 23 bis 30, sowie ein Stahlband, hergestellt nach diesem Verfahren, gemäß den Ansprüchen 31 bis 37.

Insbesondere betrifft die Erfindung Stähle mit einer Zugfestigkeit im Bereich von mindestens 950 MPa im nicht vergüteten Zustand zur Herstellung von Bauteilen, die eine verbesserte Umformbarkeit (wie zum Beispiel erhöhte Lochaufweitung und erhöhter Biegewinkel) und verbesserte Schweißeigenschaften aufweisen.

Durch eine erfindungsgemäße Vergütungsbehandlung dieser Stähle kann ein Anstieg der Dehngrenze und Zugfestigkeit beispielsweise durch Lufthärten mit optional anschließendem Anlassen erreicht werden.

Der heiß umkämpfte Automobilmarkt zwingt die Hersteller stetig Lösungen zur Senkung des Flottenverbrauches und C0 ₂ -Abgasausstoßes unter Beibehaltung eines größtmöglichen Komforts und Insassenschutzes zu finden. Dabei spielt einerseits die Gewichtsreduktion aller Fahrzeugkomponenten eine entscheidende Rolle andererseits aber auch ein möglichst günstiges Verhalten der einzelnen Bauteile bei hoher statischer und dynamischer

Beanspruchung sowohl während der Nutzung als auch im Crashfall. Durch die Bereitstellung hochfester bis höchstfester Stähle und die Verringerung der Blechdicke kann das Gewicht der Fahrzeuge bei gleichzeitig verbessertem Umform- und Bauteilverhalten bei der Fertigung und im Betrieb reduziert werden.

Hoch- bis höchstfeste Stähle müssen daher vergleichsweise hohen Anforderungen hinsichtlich ihrer Festigkeit und Duktilität, Energieaufnahme und bei ihrer Verarbeitung, wie beispielsweise beim Stanzen, Warm- und Kaltumformen, beim thermischen Vergüten (z.B. Lufthärten, Presshärten), Schweißen und/oder einer Oberflächenbehandlung, z.B. einer metallischen Veredelung, organischen Beschichtung oder Lackierung, genügen.

Neu entwickelte Stähle müssen sich daher neben der verlangten Gewichtsreduzierung durch verringerte Blechdicken den zunehmenden Materialanforderungen an Dehngrenze,

Zugfestigkeit, Verfestigungsverhalten und Bruchdehnung bei guten

Verarbeitungseigenschaften, wie Umformbarkeit und Schweißbarkeit, stellen.

Für eine solche Blechdickenverringerung muss daher ein hoch- bis höchstfester Stahl mit ein- oder mehrphasigem Gefüge verwendet werden, um ausreichende Festigkeit der Kraftfahrzeugbauteile sicherzustellen und um den hohen Bauteilanforderungen hinsichtlich Zähigkeit, Kantenrissunempfindlichkeit, verbessertem Biegewinkel und Biegeradius, Energieabsorption sowie Verfestigungsvermögen und dem Bake-Hardening-Effekt zu genügen.

Auch wird zunehmend eine verbesserte Fügeeignung in Form von besserer allgemeiner Schweißbarkeit, wie einem größeren nutzbaren Schweißbereich beim

Widerstandspunktschweißen und ein verbessertes Versagensverhalten der Schweißnaht (Bruchbild) unter mechanischer Beanspruchung , sowie eine ausreichende Resistenz gegenüber verzögerter Wasserstoffversprödung (d.h. delayed fracture free) gefordert.

Gleiches gilt für die Schweißeignung höchstfester Stähle bei der Herstellung von Rohren, die zum Beispiel mittels des Hochfrequenz-induktionsschweißverfahrens (HFI) hergestellt werden.

Das Lochaufweitvermögen ist eine Materialeigenschaft, welche die Beständigkeit des Materials gegen Risseinleitung und Rissausbreitung bei Umformoperationen in kantennahen Bereichen, wie zum Beispiel beim Kragenziehen, beschreibt. Der Lochaufweiteversuch ist beispielsweise in der ISO 16630 normativ geregelt. Danach werden vorgefertigte zum Beispiel in ein Blech gestanzte Löcher mittels eines Dorns aufgeweitet. Die Messgröße ist die auf den Ausgangsdurchmesser bezogene Änderung des Lochdurchmessers bei der am Rand des Lochs der erste Riss durch das Blech auftritt.

Eine verbesserte Kantenrissunempfindlichkeit bedeutet ein erhöhtes Umformvermögen der Blechkanten und kann durch ein erhöhtes Lochaufweitvermögen beschrieben werden.

Dieser Sachverhalt ist unter den Synonymen„Low Edge Crack" (LEC) bzw. unter„High Hole Expansion" (HHE) sowie xpand® bekannt.

Der Biegewinkel beschreibt eine Materialeigenschaft, die Rückschlüsse auf das

Materialverhalten bei Umformoperationen mit dominanten Biegeanteilen (z.B. beim Falzen) oder auch bei Crashbelastungen gibt. Vergrößerte Biegewinkel erhöhen somit die

Fahrgastzellensicherheit. Die Bestimmung des Biegewinkels (a) wird z.B. über den

Plättchen-Biegeversuch in der VDA 238-100 normativ geregelt.

Die oben genannten Eigenschaften sind wichtig für Bauteile, die vor dem Vergüten z.B. durch Lufthärten mit optionalem Anlassen zu sehr komplexen Bauteilen umgeformt werden.

Verbesserte Schweißbarkeit wird bekanntermaßen u.a. durch ein abgesenktes

Kohlenstoffäquivalent erreicht. Dafür stehen Synonyme wie„unterDeritektisch" (UP) bzw. das bereits bekannte„Low Carbon Equivalent" (LCE). Dabei ist der Kohlenstoffgehalt üblicherweise kleiner 0, 120 Gew.-%. Weiterhin kann das Versagensverhalten bzw. das Bruchbild der Schweißnaht über eine Zulegierung mit Mikrolegierungselementen verbessert werden.

Bauteile hoher Festigkeit müssen gegenüber Wasserstoff eine ausreichende Resistenz gegenüber einer Materialversprödung aufweisen. Die Prüfung der Beständigkeit von

Advanced High Strength Steels (AHSS) für den Automobilbau gegenüber

fertigungsbedingten wasserstoffinduzierten Sprödbrüchen ist in der SEP1970 geregelt und über die Bügelprobe und die Lochzugprobe getestet. Im Fahrzeugbau finden zunehmend Dualphasenstähle Anwendung, die aus einem ferritischen Grundgefüge bestehen, in das eine martensitische Zweitphase eingelagert ist. Es hat sich herausgestellt, dass sich bei kohlenstoffarmen, mikrolegierten Stählen Anteile weiterer Phasen wie Bainit und

Restaustenit sich vorteilhaft z.B. auf das Lochaufweitverhalten, das Biegeverhalten und das wasserstoffinduzierte Sprödbruchverhalten auswirken. Der Bainit kann hierbei in unterschiedlichen Erscheinungsformen, wie z.B. oberer und unterer Bainit, vorliegen.

Die spezifischen Materialeigenschaften der Dualphasenstähle, wie z.B. niedriges

Streckgrenzenverhältnis bei gleichzeitig sehr hoher Zugfestigkeit, starker Kaltverfestigung und guter Kaltumformbarkeit, sind hinreichend bekannt, reichen aber bei immer komplexeren Bauteilgeometrien oft nicht mehr aus.

Allgemein findet die Gruppe der Mehrphasenstähle immer mehr Anwendung. Zu den Mehrphasenstählen zählen z.B. Komplexphasenstähle, ferritisch-bainitische Stähle, TRIP- Stähle, sowie die vorher beschriebenen Dualphasenstähle, die durch unterschiedliche Gefügezusammensetzungen charakterisiert sind.

Komplexphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle, die geringe Anteile von Martensit, Restaustenit und/oder Perlit in einem ferritisch/bainitischen Grundgefüge enthalten, wobei durch eine verzögerte Rekristallisation oder durch Ausscheidungen von

Mikrolegierungselementen eine starke Kornfeinung bewirkt wird.

Diese Komplexphasenstähle besitzen im Vergleich zu Dualphasenstählen höhere

Streckgrenzen, ein größeres Streckgrenzenverhältnis, eine geringere Kaltverfestigung und ein höheres Lochaufweitvermögen.

Ferritisch-bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die Bainit oder verfestigten Bainit in einer Matrix aus Ferrit und/oder verfestigtem Ferrit enthalten. Die Festigkeit der Matrix wird durch eine hohe Versetzungsdichte, durch Kornfeinung und die Ausscheidung von

Mikrolegierungselementen bewirkt.

Dualphasenstähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem ferritischen Grundgefüge, in dem eine martensitische Zweitphase inselförmig eingelagert ist, fallweise auch mit Anteilen von Bainit als Zweitphase. Bei hoher Zugfestigkeit zeigen Dualphasenstähle ein niedriges Streckgrenzenverhältnis und eine starke Kaltverfestigung.

TRIP-Stähle sind nach EN 10346 Stähle mit einem überwiegend ferritischen Grundgefüge, in dem Bainit und Restaustenit eingelagert ist, der während der Umformung zu Martensit umwandeln kann (TRIP-Effekt). Wegen seiner starken Kaltverfestigung erreicht der Stahl hohe Werte der Gleichmaßdehnung und Zugfestigkeit. In Verbindung mit dem Bake- Hardening-Effekt sind hohe Bauteilfestigkeiten erreichbar. Diese Stähle eignen sich sowohl zum Streckziehen als auch zum Tiefziehen. Bei der Materialumformung sind jedoch höhere Blechhalterkräfte und Pressenkräfte erforderlich. Eine vergleichsweise starke Rückfederung ist zu berücksichtigen.

Zu den hochfesten Stählen mit einphasigem Gefüge zählen z.B. bainitische und

martensitische Stähle.

Bainitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse

auszeichnen. Aufgrund der chemischen Zusammensetzung ist eine gute Schweißbarkeit gegeben. Das Gefüge besteht typischerweise aus Bainit. Es können im Gefüge vereinzelt geringe Anteile anderer Phasen, wie z.B. Martensit und Ferrit, enthalten sein.

Martensitische Stähle sind nach EN 10346 Stähle, die durch thermomechanisches Walzen kleine Anteile von Ferrit und/oder Bainit in einem Grundgefüge aus Martensit enthalten. Diese Stahlsorte zeichnet sich durch eine sehr hohe Streckgrenze und Zugfestigkeit bei einer ausreichend hohen Dehnung für Kaltumformprozesse aus. Innerhalb der Gruppe der Mehrphasenstähle weisen die martensitischen Stähle die höchsten Zugfestigkeitswerte auf. Die Eignung zum Tiefziehen ist beschränkt. Die martensitischen Stähle eignen sich vorwiegend für biegende Umformverfahren, wie Rollformen.

Vergütungsstähle sind nach EN 10083 Stähle, die durch Vergüten (=Härten und Anlassen) eine hohe Zug- und Dauerfestigkeit erhalten. Führt die Abkühlung beim Härten an Luft zu Bainit oder Martensit, wird das Verfahren„Lufthärten" genannt. Über ein nach dem Härten erfolgendes Anlassen kann gezielt Einfluss auf das Festigkeits-/Zähigkeitsverhältnis genommen werden.

Anwendungsbereiche und Fertigungsverfahren

Zum Einsatz kommen hoch- und höchstfeste Mehrphasenstähle u.a. in Struktur-, Fahrwerksund crashrelevanten Bauteilen, als Blechplatinen, Tailored Blanks (geschweißte Platinen) sowie als flexibel kaltgewalzte Bänder, sogenannte TRB ^® s bzw. Tailored Strips.

Die Tailor Rolled Blank Leichtbau-Technologie (TRB ^® ) ermöglicht eine signifikante

Gewichtsreduktion durch eine belastungsangepasste Blechdicke über die Bauteillänge und/oder Stahlsorte. In der kontinuierlichen Glühanlage findet eine spezielle Wärmebehandlung zur definierten Gefügeeinstellung statt, wo z.B. durch vergleichsweise weiche Bestandteile, wie Ferrit bzw. bainitischer Ferrit, der Stahl seine geringe Streckgrenze und durch seine harten

Bestandteile, wie Martensit bzw. kohlenstoffreichen Bainit, seine Festigkeit erhält.

Üblicherweise werden kaltgewalzte hoch- bis höchstfeste Stahlbänder aus wirtschaftlichen Gründen im Durchlaufglühverfahren rekristallisierend zu gut umformbarem Feinblech geglüht. Abhängig von der Legierungszusammensetzung und dem Bandquerschnitt werden die Prozessparameter, wie Durchlaufgeschwindigkeit, Glühtemperaturen und

Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradienten), entsprechend den geforderten mechanischtechnologischen Eigenschaften mit dem dafür notwendigen Gefüge eingestellt.

Zur Einstellung eines Dualphasengefüges wird das gebeizte Warmband in typischen Dicken zwischen 1 ,50 bis 4,00 mm oder Kaltband in typischen Dicken von 0,50 bis 3,00 mm im Durchlaufglühofen auf eine solche Temperatur aufgeheizt, dass sich während der

Rekristallisation und der Abkühlung die geforderte Gefügeausbildung einstellt.

Eine Konstanz der Temperatur ist gerade bei unterschiedlichen Dicken im Übergangsbereich von einem Band zum anderen Band nur schwierig zu erreichen. Dies kann bei

Legierungszusammensetzungen mit zu kleinen Prozessfenstern bei der Durchlaufglühung dazu führen, dass z.B. das dünnere Band entweder zu langsam durch den Ofen gefahren wird, wodurch die Produktivität gesenkt wird, oder dass das dickere Band zu schnell durch den Ofen gefahren wird und die notwendigen Glühtemperaturen und Kühlgradienten zur Erreichung des gewünschten Gefüges nicht erreicht werden. Die Folgen sind vermehrter Ausschuss und hohe Fehlleistungskosten.

Aufgeweitete Prozessfenster sind notwendig, damit bei gleichen Prozessparametern die geforderten Bandeigenschaften auch bei größeren Querschnittsänderungen der zu glühenden Bänder möglich sind.

Besonders gravierend wird das Problem eines sehr engen Prozessfensters bei der

Glühbehandlung, wenn belastungsoptimierte Bauteile aus Warmband oder Kaltband hergestellt werden sollen, die über die Bandlänge und Bandbreite (z.B. durch flexibles Walzen) variierende Banddicken aufweisen. Die Herstellung von TRB ^® s mit Mehrphasengefüge ist mit heute bekannten Legierungen und verfügbaren kontinuierlichen Glühanlagen für stark variierende Banddicken allerdings nicht ohne Mehraufwand, wie z.B. einer zusätzlichen Wärmebehandlung vor dem Kaltwalzen (Warmbandweichglühen), möglich. In Bereichen unterschiedlicher Banddicke, d.h. bei Vorliegen unterschiedlicher Kaltabwalzgrade kann aufgrund eines bei den gängigen legierungsspezifisch engen Prozessfenstern auftretenden Temperaturgefälles kein homogenes mehrphasiges Gefüge in kalt- wie auch warmgewalzten Stahlbändern eingestellt werden.

Ein Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit unterschiedlicher Dicke über die Bandlänge wird z.B. in der DE 100 37 867 A1 beschrieben.

Wenn aufgrund hoher Korrosionsschutzanforderungen die Oberfläche des Warm- oder Kaltbandes schmelztauchveredelt werden soll, erfolgt die Glühbehandlung üblicherweise in einem dem Schmelztauchbad vorgeschalteten Durchlaufglühofen.

Auch bei Warmband wird fallweise je nach Legierungskonzept das geforderte Gefüge erst bei der Glühbehandlung im Durchlaufglühofen eingestellt, um die geforderten mechanischen Eigenschaften zu realisieren.

Entscheidende Prozessparameter sind somit die Einstellung der Glühtemperatur und der Geschwindigkeit, wie auch der Abkühlgeschwindigkeit (Kühlgradient) bei der

Durchlaufglühung, da die Phasenumwandlung temperatur- und zeitabhängig abläuft. Je unempfindlicher der Stahl in Bezug auf die Gleichmäßigkeit der mechanischen

Eigenschaften bei Änderungen im Temperatur- und Zeitverlauf bei der Durchlaufglühung ist, desto größer ist das Prozessfenster.

Beim Durchlaufglühen von warm- oder kaltgewalzten Stahlbändern unterschiedlicher Dicke mit den zum Beispiel aus den Offenlegungsschriften EP 2 028 282 A1 , WO 2013/113304 A2 oder EP 2 031 081 A1 bekannten Legierungskonzepten für einen Dualphasenstahl besteht das Problem, dass mit diesen Legierungszusammensetzungen zwar die geforderten mechanischen Eigenschaften erfüllt werden, jedoch nur ein enges Prozessfenster für die Glühparameter vorhanden ist, um bei Querschnittssprüngen, z.B. bei Breiten- oder

Dickenänderungen, ohne Anpassung der Prozessparameter gleichmäßige mechanische Eigenschaften über die Bandlänge einstellen zu können. Bei Anwendung der bekannten Legierungskonzepte ist es aufgrund des engen Prozessfensters schon beim Durchlaufglühen unterschiedlich dicker Bänder nur schwer möglich über die gesamte Bandlänge und Bandbreite gleichmäßige mechanische

Eigenschaften zu erreichen.

Bei flexibel gewalzten Kaltbändern aus bekannten Stahllegierungen weisen wegen des zu kleinen Prozessfensters die Bereiche mit geringerer Banddicke aufgrund der

Umwandlungsvorgänge bei der Abkühlung entweder zu hohe Festigkeiten durch zu große Martensitanteile auf, oder die Bereiche mit größerer Banddicke erreichen zu geringe

Festigkeiten durch zu geringe Martensitanteile. Homogene mechanisch-technologische Eigenschaften über die Bandlänge oder -breite sind mit den bekannten Legierungskonzepten beim Durchlaufglühen praktisch nicht zu erreichen.

Das Ziel, die resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften in einem engen Bereich über Bandbreite und Bandlänge durch die gesteuerte Einstellung der

Volumenanteile der Gefügebestandteile zu erreichen, hat oberste Priorität und ist nur durch ein vergrößertes Prozessfenster möglich. Die bekannten Legierungskonzepte sind durch ein zu enges Prozessfenster charakterisiert und deshalb zur Lösung der vorliegenden

Problematik, insbesondere bei flexibel gewalzten Bändern, ungeeignet. Mit den bekannten Legierungskonzepten sind derzeit nur Stähle einer Festigkeitsklasse mit definierten

Querschnittsbereichen (Banddicke und Bandbreite) darstellbar, so dass für unterschiedliche Festigkeitsklassen und/oder Querschnittsbereiche veränderte Legierungskonzepte notwendig sind.

Bei der Stahlherstellung zeigt sich ein Trend zur Reduzierung des Kohlenstoffäquivalents, um eine verbesserte Kaltverarbeitung (Kaltwalzen, Kaltumformen) sowie bessere

Gebrauchseigenschaften zu erreichen.

Aber auch die Schweißeignung charakterisiert unter anderem durch das

Kohlenstoffäquivalent ist eine wichtige Beurteilungsgröße.

Beispielsweise werden in den nachfolgenden Kohlenstoffäquivalenten

. CEV(IIW) = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5

. CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40

. PCM = C + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5 B die charakteristischen Standardelemente, wie Kohlenstoff und Mangan, sowie Chrom bzw. Molybdän und Vanadium berücksichtigt (Gehalte in Gew.-%).

Silizium spielt bei der Berechnung des Kohlenstoffäquivalents nur eine untergeordnete Rolle. Dies ist in Bezug auf die Erfindung von entscheidender Bedeutung. Die Absenkung des Kohlenstoffäquivalents durch geringere Gehalte an Kohlenstoff sowie von Mangan soll durch die Anhebung des Silizium-Gehalts kompensiert werden. Somit werden bei gleichen

Festigkeiten die Kantenrissunempfindlichkeit sowie die Schweißeignung verbessert.

Ein niedriges Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm) in einem Festigkeitsbereich über 950 MPa im Ausgangszustand ist typisch für einen Dualphasenstahl und dient vor allem der

Umformbarkeit bei Streck- und Tiefziehvorgängen. Es gibt dem Konstrukteur Auskunft über den Abstand zwischen einsetzender plastischer Deformation und Versagen des Werkstoffes bei quasistatischer Beanspruchung. Dementsprechend stellen niedrigere

Streckgrenzenverhältnisse einen größeren Sicherheitsabstand zum Bauteilversagen dar.

Ein höheres Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm), wie es für Komplexphasenstähle typisch ist, zeichnet sich auch durch einen hohen Widerstand gegen Kantenrisse aus. Dies lässt sich auf die geringeren Unterschiede in den Festigkeiten und Härten der einzelnen

Gefügebestandteile und das feinere Gefüge zurückführen, was sich günstig auf eine homogene Verformung im Bereich der Schnittkante auswirkt.

Bezüglich der Streckgrenze gibt es in den Normen einen Überlappungsbereich, wie auch beim Streckgrenzenverhältnis (Re/Rm), in dem eine Zuordnung sowohl zu Komplex- als auch zu Dualphasenstählen möglich ist und zu verbesserten Materialeigenschaften führt.

Die analytische Landschaft zur Erreichung von Mehrphasenstählen mit

Mindestzugfestigkeiten von 950 MPa ist sehr vielfältig und zeigt sehr große

Legierungsbereiche bei den festigkeitssteigernden Elementen Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Phosphor, Stickstoff, Aluminium sowie Chrom und/oder Molybdän wie auch in der Zugabe von Mikrolegierungen, wie Titan, Niob, Vanadium und Bor.

Das Abmessungsspektrum in diesem Festigkeitsbereich ist breit und liegt im Dickenbereich von etwa 0,50 bis etwa 4,00 mm für Bänder, die zur Durchlaufglühung vorgesehen sind. Als Vormaterial kann Warmband, kaltnachgewalztes Warmband und Kaltband zum Einsatz kommen. Es finden überwiegend Bänder bis etwa 1600 mm Breite Anwendung, aber auch Spaltbandabmessungen, die durch Längsteilen der Bänder entstehen. Bleche bzw. Tafeln werden durch Querteilen der Bänder gefertigt.

Die zum Beispiel aus den Schriften EP 1 807 544 B1 , WO 201 1/000351 und EP 2 227 574 B1 bekannten lufthärtbaren Stahlsorten mit Mindestzugfestigkeiten von 800 (LH®800) bzw. 900 MPa (LH®900) in warm- oder kaltgewalzter Ausführung zeichnen sich besonders durch ihre sehr gute Umformbarkeit im weichen Zustand (Tiefzieheigenschaften) und durch ihre hohe Festigkeit nach der Wärmebehandlung (Vergüten) aus.

Beim Härten wird das Gefüge des Stahles durch Aufheizen in den austenitischen Bereich überführt, vorzugsweise auf Temperaturen über 950°C unter Schutzgasatmosphäre. Beim anschließenden Abkühlen an der Luft bzw. an Schutzgas erfolgt die Ausbildung einer martensitischen Gefügestruktur für ein hochfestes Bauteil.

Das anschließende Anlassen ermöglicht den Abbau von Eigenspannungen im gehärteten Bauteil. Gleichzeitig wird die Härte des Bauteiles so verringert, dass die geforderten

Zähigkeitswerte erreicht werden.

Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, ein neues kostengünstiges

Legierungskonzept für einen höchstfesten lufthärtbaren Mehrphasenstahl mit

hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und mit einer Mindestzugfestigkeit von 950 MPa im nicht vergüteten Zustand, längs und quer zur Walzrichtung, vorzugsweise mit einem Dualphasengefüge, zu schaffen, mit dem das Prozessfenster für die Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern so erweitert ist, dass neben Bändern mit unterschiedlichen Querschnitten auch Stahlbänder mit über Bandlänge und ggf. Bandbreite variierender Dicke und den damit entsprechend variierenden Kaltabwalzgraden mit möglichst homogenen mechanisch-technologischen Eigenschaften erzeugt werden können.

Außerdem soll die Schmelztauchveredelung des Stahls gewährleistet sein und ein Verfahren zur Herstellung eines aus diesem Stahl hergestellten Bandes angegeben werden.

Auch sollen ein ausreichendes Umformvermögen, die HFI-Schweißbarkeit, eine

hervorragende allgemeine Schweißbarkeit sowie Schmelztauch- und Anlassbeständigkeit sichergestellt sein. Nach der Lehre der Erfindung wird diese Aufgabe durch einen Stahl mit folgender chemischen Zusammensetzung in Gew.-% gelöst: c > 0,075 bis < 0,1 15

Si > 0,400 bis < 0,500

Mn > 1 ,900 bis < 2,350

Cr > 0,200 bis < 0,500

AI > 0,005 bis < 0,060

N > 0,0020 bis < 0,0120

S < 0,0030

Nb > 0,005 bis < 0,060

Ti > 0,005 bis < 0,060

B > 0,0005 bis < 0,0030

Mo > 0,200 bis < 0,300

Ca > 0,0005 bis < 0,0060

Cu < 0,050

Ni < 0,050

Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender, erschmelzungsbedingter

Verunreinigungen, bei dem im Hinblick auf ein möglichst breites Prozessfenster bei der Durchlaufglühung von Warm- oder Kaltbändern aus diesem Stahl, der Summengehalt von Mn+Si+Cr abhängig von der erzeugten Banddicke, wie folgt eingestellt ist: bis 1 ,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,800 und < 3,000% über 1 ,00 bis 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,850 und < 3, 100% über 2,00 mm: Summe aus Mn+Si+Cr > 2,900 und < 3,200%

Durch die in den Verfahrensansprüchen 24 und 25 beschriebene Möglichkeit einer

Schmelztauchveredelung (z.B. Feuerverzinken) von Stahlbändern aus dem

erfindungsgemäßen Stahl mit hohen Siliziumgehalten bis 0,500% kann auf eine Zugabe von Vanadium zur Sicherstellung der Anlassbeständigkeit verzichtet werden. Erfindungsgemäß besteht das Gefüge aus den Hauptphasen Ferrit und Martensit und der die verbesserten mechanische Eigenschaften des Stahls bestimmenden Nebenphase Bainit.

Der erfindungsgemäße Stahl zeichnet sich durch niedrige Kohlenstoffäquivalente aus und ist beim Kohlenstoffäquivalent CEV (NW) blechdickenabhängig auf die Zugabe von max. 0,66% begrenzt, damit eine hervorragende Schweißbarkeit und die nachfolgend beschriebenen weiteren spezifischen Eigenschaften erzielt werden können. Als vorteilhaft hat sich bei Blechdicken bis 1 ,00 mm ein CEV(IIW)-Wert von max. 0,62%, bei Blechdicken bis 2,00 mm ein Wert von max. 0,64% und oberhalb von 2,00 mm ein Wert von max. 0,66%

herausgestellt.

Durch seine chemische Zusammensetzung lässt sich der erfindungsgemäße Stahl in einem breiten Warmwalzparameterspektrum herstellen, beispielsweise mit Haspeltemperaturen oberhalb der Bainitstarttemperatur (Variante A). Zusätzlich kann durch eine gezielte

Prozesssteuerung eine Gefügestruktur eingestellt werden, die es erlaubt, den

erfindungsgemäßen Stahl anschließend ohne vorheriges Weichglühen kaltzuwalzen, wobei Kaltwalzgrade zwischen 10 bis 40% pro Kaltwalzdurchgang Anwendung finden.

Der erfindungsgemäße Stahl ist als Vormaterial sehr gut geeignet für eine

Schmelztauchveredelung und weist durch die erfindungsgemäß in Abhängigkeit von der zu erzeugenden Banddicke zugegebenen summenbezogenen Menge an Mn, Si und Cr ein deutlich vergrößertes Prozessfenster im Vergleich zu den bekannten Stählen auf.

Bei Versuchen hat sich überraschend herausgestellt, dass ein breites Prozessfenster mit den geforderten mechanischen Eigenschaften eingehalten werden kann, wenn der Gesamtgehalt von Mn+Si+Cr blechdickenabhängig eingestellt wird.

Daraus resultiert eine erhöhte Prozesssicherheit beim Durchlaufglühen von Kalt- und Warmband mit Dual- bzw. Mehrphasengefüge. Daher können für durchlaufgeglühte Warmoder Kaltbänder homogenere mechanisch-technologische Eigenschaften im Band auch bei unterschiedlichen Querschnitten und sonst gleichen Prozessparametern eingestellt werden.

Dies gilt für das Durchlaufglühen aufeinander folgender Bänder mit unterschiedlichen Bandquerschnitten, wie auch für Bänder mit variierender Banddicke über Bandlänge bzw. Bandbreite. Beispielsweise ist damit eine Prozesssierung in ausgewählten Dickenbereichen möglich (z.B. unter 1 ,00 mm Banddicke, 1 ,00 mm bis 2,00 mm Banddicke und über 2,00 mm Banddicke).

Werden erfindungsgemäß im Durchlaufglühverfahren höherfeste Warm- oder Kaltbänder aus Mehrphasenstahl mit variierenden Banddicken erzeugt, können aus daraus vorteilhaft belastungsoptimierte Bauteile hergestellt werden.

Das erfindungsgemäße Stahlband kann als Kalt- und Warmband sowie als

kaltnachgewalztes Warmband mittels einer Feuerverzinkungslinie oder einer reinen

Durchlaufglühanlage erzeugt werden im dressierten und undressierten, im

streckbiegegerichteten und nicht streckbiegegerichteten und auch im wärmebehandelten (überalterten) Zustand.

Mit der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung können Stahlbänder durch eine interkritische Glühung zwischen A _c i und Ac3 bzw. bei einer austenitisierenden Glühung über A _C 3 mit abschließender gesteuerter Abkühlung erzeugt werden, die zu einem Dual- bzw. Mehrphasengefüge führt.

Als vorteilhaft haben sich Glühtemperaturen von etwa 700 bis 950°C herausgestellt.

Abhängig vom Gesamtprozess (nur Durchlaufglühen oder zusätzliche

Schmelztauchveredelung) gibt es unterschiedliche Ansätze für eine Wärmebehandlung.

Bei einer Durchlaufglühanlage ohne anschließende Schmelztauchveredelung wird das Band ausgehend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine Zwischentemperatur von ca. 160 bis 250°C abgekühlt. Optional kann vorab mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 15 bis 100°C/s auf eine vorherige Zwischentemperatur von 300 bis 500°C abgekühlt werden. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt

abschließend mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (s.a. Verfahren 1 ,

Figur 6a).

Bei einer Wärmebehandlung im Rahmen einer Schmelztauchveredelung gibt es zwei Möglichkeiten der Temperaturführung. Die Kühlung wird wie oben beschrieben vor dem Eintritt in das Schmelzbad angehalten und erst nach dem Austritt aus dem Bad bis zum Erreichen der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortgesetzt. Abhängig von der Schmelzbadtemperatur ergibt sich dabei eine Haltetemperatur im Schmelzbad von ca. 400 bis 470°C. Die Abkühlung bis zur Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer

Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (s.a. Verfahren 2, Figur 6b).

Die zweite Variante der Temperaturführung bei der Schmelztauchveredelung beinhaltet das Halten der Temperatur für ca. 1 bis 20 s bei der Zwischentemperatur von ca. 200 bis 350°C und ein anschließendes Wiedererwärmen auf die zur Schmelztauchveredelung benötigte Temperatur von ca. 400 bis 470°C. Das Band wird nach der Veredelung wieder auf ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Die Abkühlung auf Raumtemperatur erfolgt wieder mit einer

Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 bis 30°C/s (s.a. Verfahren 3, Figur 6c).

Bei bekannten Dualphasenstählen sind neben Kohlenstoff auch Mangan, Chrom und Silizium für die Umwandlung von Austenit zu Martensit verantwortlich. Erst die

erfindungsgemäße Kombination der in den angegebenen Grenzen zulegierten Elemente Kohlenstoff, Silizium, Mangan, Stickstoff, Molybdän und Chrom sowie Niob, Titan und Bor sichert einerseits die geforderten mechanischen Eigenschaften wie Mindestzugfestigkeiten von 950 MPa bei gleichzeitig deutlich verbreitertem Prozessfenster bei der

Durchlaufglühung.

Werkstoffcharakteristisch ist auch, dass durch die Zugabe von Mangan mit ansteigenden Gewichtsprozenten das Ferritgebiet zu längeren Zeiten und tieferen Temperaturen während der Abkühlung verschoben wird. Die Anteile von Ferrit werden dabei durch erhöhte Anteile von Bainit je nach Prozessparameter mehr oder weniger stark reduziert.

Durch die Einstellung eines niedrigen Kohlenstoffgehaltes von < 0, 1 15 Gew.-% kann das Kohlenstoffäquivalent reduziert werden, wodurch die Schweißeignung verbessert und zu große Aufhärtungen beim Schweißen vermieden werden. Beim Widerstandspunktschweißen kann darüber hinaus die Elektrodenstandzeit deutlich erhöht werden.

Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in der erfindungsgemäßen Legierung näher beschrieben. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung, wenn notwendig, berücksichtigt.

Bealeitelemente sind Elemente, die bereits im Eisenerz vorhanden sind, bzw.

herstellungsbedingt in den Stahl gelangen. Aufgrund ihrer überwiegend negativen Einflüsse sind sie in der Regel unerwünscht. Es wird versucht, sie bis zu einem tolerierbaren Gehalt zu entfernen bzw. in unschädlichere Formen zu überführen. Wasserstoff (H) kann als einziges Element ohne Gitterverspannungen zu erzeugen durch das Eisengitter diffundieren. Dies führt dazu, dass der Wasserstoff im Eisengitter relativ beweglich ist und während der Verarbeitung des Stahls verhältnismäßig leicht aufgenommen werden kann. Wasserstoff kann dabei nur in atomarer (ionischer) Form ins Eisengitter aufgenommen werden.

Wasserstoff wirkt stark versprödend und diffundiert bevorzugt zu energetisch günstigen Stellen (Fehlstellen, Korngrenzen etc.). Dabei fungieren Fehlstellen als Wasserstofffallen und können die Verweildauer des Wasserstoffes im Werkstoff erheblich erhöhen.

Durch eine Rekombination zu molekularem Wasserstoff können Kaltrisse entstehen. Dieses Verhalten tritt bei der Wasserstoffversprödung oder bei wasserstoffinduzierter

Spannungsrisskorrosion auf. Auch beim verzögerten Riss, dem sogenannten Delayed- Fracture, der ohne äußere Spannungen auftritt, wird Wasserstoff oft als auslösender Grund genannt. Daher sollte der Wasserstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein.

Ein gleichmäßigeres Gefüge, das bei dem erfindungsgemäßen Stahl u.a. durch sein aufgeweitetes Prozessfenster erzielt wird, vermindert zudem die Anfälligkeit gegenüber einer Wasserstoffversprödung.

Sauerstoff (O): Im schmelzflüssigen Zustand hat der Stahl eine verhältnismäßig große Aufnahmefähigkeit für Gase. Bei Raumtemperatur ist Sauerstoff jedoch nur in sehr geringen Mengen löslich. Analog zum Wasserstoff kann Sauerstoff nur in atomarer Form in den Werkstoff diffundieren. Wegen der stark versprödenden Wirkung sowie der negativen Auswirkungen auf die Alterungsbeständigkeit wird während der Herstellung so weit wie möglich versucht, den Sauerstoffgehalt zu reduzieren.

Zur Verringerung des Sauerstoffs existieren zum einen verfahrenstechnische Ansätze wie eine Vakuumbehandlung und zum anderen analytische Ansätze. Durch Zugabe von bestimmten Legierungselementen kann der Sauerstoff in ungefährlichere Zustände überführt werden. So ist ein Abbinden des Sauerstoffes im Zuge einer Desoxidation des Stahls mit Mangan, Silizium und/oder Aluminium in der Regel üblich. Die dadurch entstehenden Oxide können jedoch als Fehlstellen im Werkstoff negative Eigenschaften hervorrufen.

Aus vorgenannten Gründen sollte deshalb der Sauerstoffgehalt im Stahl so gering wie möglich sein. Phosphor (P) ist ein Spurenelement aus dem Eisenerz und wird im Eisengitter als

Substitutionsatom gelöst. Phosphor steigert durch Mischkristallverfestigung die Härte und verbessert die Härtbarkeit. Es wird allerdings im Allgemeinen versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da dieser unter anderem durch seine geringe Löslichkeit im erstarrenden Medium stark zur Seigerung neigt und im hohen Maße die Zähigkeit vermindert. Durch die Anlagerung von Phosphor an den Korngrenzen treten

Korngrenzenbrüche auf. Zudem setzt Phosphor die Übergangstemperatur von zähem zu sprödem Verhalten bis zu 300°C herauf. Während des Warmwalzens können

oberflächennahe Phosphoroxide an den Korngrenzen zu Bruchaufreißungen führen.

In einigen Stählen wird Phosphor allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0, 1 Gew.%) als Mikrolegierungselement verwendet beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free), Bake-Hardening- Stählen oder auch in einigen Legierungskonzepten für Dualphasenstähle. Der

erfindungsgemäße Stahl unterscheidet sich von bekannten Analysenkonzepten, die

Phosphor als Mischkristallbildner verwenden unter anderem dadurch, dass Phosphor nicht zulegiert sondern möglichst niedrig eingestellt wird.

Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.

Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Schwefel ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, einen möglichst geringen Gehalt an Schwefel in der Schmelze, z.B. durch eine Vakuumbehandlung, zu erreichen. Des Weiteren wird der vorhandene Schwefel durch Zugabe von Mangan in die relativ ungefährliche Verbindung Mangansulfid (MnS) überführt. Die Mangansulfide werden während des Walzprozesses oft zeilenartig ausgewalzt und fungieren als Keimstellen für die Umwandlung. Dies führt vor allem bei diffusionsgesteuerter Umwandlung zu einem zeilig ausgeprägten Gefüge und kann bei stark ausgeprägter Zeiligkeit zu verschlechterten mechanischen Eigenschaften führen (z.B. ausgeprägte Martensitzeilen statt verteilter Martensitinseln, anisotropes

Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf < 0,0030 Gew.-%, vorteilhaft auf < 0,0025 Gew.-% bzw. optimal auf < 0,0020 Gew.-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.

Leaierunaselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Wirkung hängt im Allgemeinen stark von der Menge und dem Lösungszustand im Werkstoff ab.

Die Zusammenhänge können demnach durchaus vielseitig und komplex sein. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.

Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung von bis zu 2,06 Gew.-% wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Bei Dualphasenstählen für eine kontinuierliche Schmelztauchveredelung beträgt sein Anteil gemäß EN 10346 bzw.

VDA 239-100 maximal 0,230 Gew.-%, ein Mindestwert ist nicht vorgegeben.

Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im

Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im α-Eisen maximal 0,02% und im γ-Eisen maximal 2,06%. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich und ist damit unerlässlich für die Bildung einer ausreichenden Menge an Martensit. Zu hohe Kohlenstoffgehalte erhöhen jedoch den Härteunterschied zwischen Ferrit und Martensit und schränken die Schweißbarkeit ein.

Um die Anforderungen z.B. an hohe Lochaufweitung und Biegewinkel zu erfüllen, enthält der erfindungsgemäße Stahl Kohlenstoffgehalte von kleiner gleich 0, 1 15 Gew.-%.

Durch die unterschiedliche Löslichkeit des Kohlenstoffs in den Phasen werden ausgeprägte Diffusionsvorgänge bei der Phasenumwandlung notwendig, die zu sehr verschiedenen kinetischen Bedingungen führen können. Zudem erhöht Kohlenstoff die thermodynamische Stabilität des Austenits, was sich im Phasendiagramm in einer Erweiterung des

Austenitgebietes zu niedrigeren Temperaturen zeigt. Mit steigendem zwangsgelöstem Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase. Kohlenstoff bildet zudem Karbide. Eine nahezu in jedem Stahl vorkommende Gefügephase ist der Zementit (Fe ₃ C). Es können sich jedoch auch wesentlich härtere Sonderkarbide mit anderen Metallen wie zum Beispiel Chrom, Titan, Niob, Vanadium bilden. Dabei ist nicht nur die Art sondern auch die Verteilung und Größe der Ausscheidungen von entscheidender Bedeutung für die resultierende Festigkeitssteigerung. Um einerseits eine ausreichende Festigkeit und andererseits eine gute Schweißbarkeit, eine verbesserte Lochaufweitung, einen verbesserten Biegewinkel und einen ausreichenden Widerstand gegen

wasserstoffinduzierte Rissbildung (d.h. Delayed fracture free) sicherzustellen, werden deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,075 Gew.-% und der maximale C-Gehalt auf 0, 1 15 Gew.-% festgelegt, vorteilhaft sind Gehalte mit einer querschnittsabhängigen

Differenzierung, wie:

Materialdicke unter 1 ,00 mm (C von < 0, 100 Gew.-%)

Materialdicken zwischen 1 ,00 bis 2,00 mm (C < 0, 105 Gew.-%)

Materialdicken über 2,00 mm (C < 0, 1 15 Gew.-%).

Silizium (S ) bindet beim Vergießen Sauerstoff und wird daher zur Beruhigung im Zuge der Desoxidation des Stahls verwendet. Wichtig für die späteren Stahleigenschaften ist, dass der Seigerungskoeffizient deutlich geringer ist als z. B. der von Mangan (0, 16 im Vergleich zu 0,87). Seigerungen führen allgemein zu einer zeiligen Anordnung der Gefügebestandteile, welche die Umformeigenschaften, z. B. die Lochaufweitung und Biegefähigkeit,

verschlechtern.

Werkstoffcharakteristisch bewirkt die Zugabe von Silizium eine starke

Mischkristallverfestigung. Überschlägig bewirkt eine Zugabe von 0, 1 % Silizium eine

Erhöhung der Zugfestigkeit um ca. 10 MPa, wobei sich bei einer Zugabe bis zu 2,2% Silizium die Dehnung nur geringfügig verschlechtert. Dies wurde für unterschiedliche Blechdicken und Glühtemperaturen untersucht. Die Steigerung von 0,2% auf 0,5% Silizium bewirkte eine Festigkeitszunahme von ca. 20 MPa in der Streckgrenze und ca. 70 MPa in der

Zugfestigkeit. Die Bruchdehnung nimmt dabei um etwa 2% ab. Letzteres liegt unter anderem daran, dass Silizium die Löslichkeit von Kohlenstoff im Ferrit herabsetzt und die Aktivität von Kohlenstoff im Ferrit erhöht, somit die Bildung von Karbiden verhindert, welche als spröde Phasen die Duktilität mindern, was wiederum die Umformbarkeit verbessert. Durch die geringe festigkeitssteigernde Wirkung von Silizium innerhalb der Spanne des

erfindungsgemäßen Stahles wird die Grundlage für ein breites Prozessfenster geschaffen. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten und Temperaturen verschiebt und somit die Entstehung von ausreichend Ferrit vor der

Abschreckung ermöglicht. Beim Warmwalzen wird dadurch eine Grundlage für eine verbesserte Kaltwalzbarkeit geschaffen. Beim Schmelztauchveredeln wird durch die beschleunigte Ferritbildung der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und so stabilisiert. Da Silizium die Karbidbildung behindert, wird der Austenit zusätzlich stabilisiert. Somit lässt sich bei der beschleunigten Abkühlung die Bildung von Bainit zugunsten von Martensit unterdrücken.

Die Zugabe von Silizium in der erfindungsgemäßen Spanne hat zu weiteren im Folgenden beschriebenen überraschenden Effekten geführt. Die oben beschriebene Verzögerung der Karbidbildung könnte z.B. auch durch Aluminium herbeigeführt werden. Aluminium bildet jedoch stabile Nitride, so dass nicht ausreichend Stickstoff für die Bildung von Karbonitriden mit Mikrolegierungselementen zur Verfügung steht. Durch die Legierung mit Silizium besteht dieses Problem nicht, da Silizium weder Karbide noch Nitride bildet. Somit wirkt sich Silizium indirekt positiv auf die Ausscheidungsbildung durch Mikrolegierungen aus, die sich wiederum positiv auf die Festigkeit des Werkstoffs auswirken. Da die Erhöhung der

Umwandlungstemperaturen durch Silizium tendenziell Kornvergröberung begünstigt, ist eine Mikrolegierung mit Niob, Titan und Bor besonders zweckmäßig, wie auch die gezielte Einstellung des Stickstoffgehaltes im erfindungsgemäßen Stahl.

Beim Warmwalzen soll es bekanntermaßen bei höher siliziumlegierten Stählen zur Bildung von stark haftendem roten Zunder und zu erhöhter Gefahr von Zundereinwalzungen kommen, was Einfluss auf das anschließende Beizergebnis und die Beizproduktivität haben kann. Dieser Effekt konnte beim erfindungsgemäßen Stahl mit 0,400 bis 0,500% Silizium nicht festgestellt werden, wenn die Beizung vorteilhaft mit Salzsäure statt mit Schwefelsäure durchgeführt wird.

Bezüglich der Verzinkbarkeit siliziumhaltiger Stähle wird u.a. in der DE 196 10 675 C1 ausgeführt, dass Stähle mit bis zu 0,800 Gew.-% Silizium bzw. bis zu 2,000 Gew.-% Silizium nicht feuerverzinkbar seien aufgrund der sehr schlechten Benetzbarkeit der Stahloberfläche mit dem flüssigen Zink.

Neben der Rekristallisation des walzharten Bandes bewirken die atmosphärischen

Bedingungen während der Glühbehandlung in einer kontinuierlichen

Schmelztauchbeschichtungsanlage eine Reduktion von Eisenoxid, das sich z.B. beim Kaltwalzen oder infolge der Lagerung bei Raumtemperatur auf der Oberfläche ausbilden kann. Für sauerstoffaffine Legierungsbestandteile, wie z.B. Silizium, Mangan, Chrom, Bor ist die Gasatmosphäre jedoch oxidierend mit der Folge, dass eine Segregation und selektive Oxidation dieser Elemente auftreten kann. Die selektive Oxidation kann sowohl extern, das heißt auf der Substratoberfläche, als auch intern innerhalb der metallischen Matrix stattfinden.

Es ist bekannt, dass insbesondere Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundiert und allein oder zusammen mit Mangan Oxide an der Stahloberfläche bildet. Diese Oxide können den Kontakt zwischen Substrat und Schmelze unterbinden und die

Benetzungsreaktion verhindern bzw. deutlich verschlechtern. Hierdurch können unverzinkte Stellen, so genannte„Bare Spots", oder sogar großflächige Bereiche ohne Beschichtung auftreten. Desweiteren kann durch eine verschlechterte Benetzungsreaktion mit der Folge einer unzureichenden Hemmschichtausbildung die Adhäsion der Zink- bzw.

Zinklegierungsschicht auf dem Stahlsubstrat vermindert werden. Die oben genannten Mechanismen können auch bei gebeiztem Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband zutreffen.

Entgegen dieses allgemeinen Fachwissens wurde im Rahmen von Versuchen überraschend festgestellt, dass allein durch eine geeignete Ofenfahrweise beim Rekristallisationsglühen und beim Durchlaufen des Schmelztauchbades eine gute Schmelztauchveredelung des Stahlbandes und eine gute Haftung des Überzuges erreicht werden kann.

Hierzu ist zunächst sicherzustellen, dass die Bandoberfläche durch eine chemischmechanische bzw. thermisch-hydromechanische Vorreinigung frei von Zunderresten, Beizbzw. Walzöl oder anderen Schmutzpartikeln ist. Um zu verhindern, dass Siliziumoxide an die Bandoberfläche gelangen, sind ferner Methoden zu ergreifen, die die innere Oxidation der Legierungselemente unterhalb der Werkstoffoberfläche fördern. Abhängig von der

Anlagenkonfiguration kommen hier unterschiedliche Maßnahmen zur Anwendung.

Bei einer Anlagenkonfiguration, bei der der Glühprozessschritt ausschließlich in einem Strahlrohrofen (radiant tube furnace: RTF) durchgeführt wird (siehe Verfahren 3 in Figur 6c), kann die innere Oxidation der Legierungselemente durch Einstellung des

Sauerstoffpartialdrucks der Ofenatmosphäre (N ₂ -H ₂ -Schutzgasatmosphäre) gezielt beeinflusst werden. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt. -12 > Log p0 ₂ > -δ^^^ π^-Ο,ΓΟ- ^' ^-Τ^-Ιπ B f ^'

Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p0 ₂ den Sauerstoffpartialdruck in mbar.

Bei einer Anlagenkonfiguration, in der der Ofenbereich aus einer Kombination von einem direkt befeuerten Ofen (direct fired furnace: DFF bzw. non-oxidizing furnace: NOF) und einem nachfolgenden Strahlrohrofen besteht (siehe Verfahren 2 in Figur 6b), lässt sich die selektive Oxidation der Legierungselemente ebenfalls über die Gasatmosphären der Ofenbereiche beeinflussen.

Über die Verbrennungsreaktion im NOF lassen sich der Sauerstoffpartialdruck und damit das Oxidationspotential für Eisen und die Legierungselemente einstellen. Dieses ist so einzustellen, dass die Oxidation der Legierungselemente intern unterhalb der

Stahloberfläche stattfindet und sich ggfs. eine dünne Eisenoxidschicht auf der

Stahloberfläche nach dem Durchlauf des NOF-Bereichs ausbildet. Erreicht wird dies z.B. durch Reduzierung des CO-Werts unter 4 Vol.-%.

Im nachfolgenden Strahlrohrofen werden unter N ₂ -H ₂ -Schutzgasatmosphäre die ggfs.

gebildete Eisenoxidschicht reduziert und gleichermaßen die Legierungselemente weiter intern oxidiert. Der eingestellte Sauerstoffpartialdruck in diesem Ofenbereich muss dabei nachfolgender Gleichung genügen, wobei die Ofentemperatur zwischen 700 und 950°C liegt.

Hierbei bezeichnen Si, Mn, Cr, B die entsprechenden Legierungsanteile im Stahl in Gew.-% und p0 ₂ den Sauerstoffpartialdruck in mbar.

Im Übergangsbereich zwischen Ofen—► Zinkpott (Rüssel) ist der Taupunkt der

Gasatmosphäre (N ₂ -H ₂ -Schutzgasatmosphäre) und damit der Sauerstoffpartialdruck so einzustellen, dass eine Oxidation des Bandes vor dem Eintauchen in das Schmelzbad vermieden wird. Als vorteilhaft haben sich Taupunkte im Bereich von -30 bis -40°C herausgestellt. Durch die oben beschriebenen Maßnahmen im Ofenbereich der kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsanlage wird die oberflächliche Ausbildung von Oxiden verhindert und eine gleichmäßige, gute Benetzbarkeit der Bandoberfläche mit der flüssigen Schmelze erzielt.

Wird anstelle der Schmelztauchveredelung (hier z.B. das Feuerverzinken) die

Verfahrensroute über ein kontinuierliches Glühen mit nachfolgender elektrolytischer

Verzinkung gewählt (siehe Verfahren 1 in Figur 6a), sind keine besonderen Vorkehrungen notwendig um die Verzinkbarkeit zu gewährleisten. Es ist bekannt, dass die Verzinkung höherlegierter Stähle wesentlich einfacher durch elektrolytische Abscheidung als durch kontinuierliche Schmelztauchverfahren realisierbar ist. Beim elektrolytischen Verzinken wird reines Zink direkt an der Bandoberfläche abgeschieden. Um den Elektronenstrom zwischen Stahlband und den Zink-Ionen und damit die Verzinkung nicht zu behindern, muss gewährleistet sein, dass keine flächendeckende Oxidschicht auf der Bandoberfläche vorhanden ist. Diese Bedingung wird in der Regel durch eine standardmäßige reduzierende Atmosphäre während der Glühung und eine Vorreinigung vor der Elektrolyse gewährleistet.

Um ein möglichst breites Prozessfenster bei der Glühung und eine ausreichende

Verzinkbarkeit sicherzustellen, werden der minimale Silizium-Gehalt auf 0,400 Gew.-% und der maximale Silizium-Gehalt auf 0,500 Gew.-% festgelegt.

Mangan (Mn^ wird fast allen Stählen zur Entschwefelung zugegeben, um den schädlichen Schwefel in Mangansulfide zu überführen. Zudem erhöht Mangan durch

Mischkristallverfestigung die Festigkeit des Ferrits und verschiebt die a-/y-Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen.

Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan in Mehrphasenstählen, wie z.B. bei

Dualphasenstählen, ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der

Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt.

Gleichzeitig wird jedoch durch die Zugabe von Mangan das Härteverhältnis zwischen Martensit und Ferrit erhöht. Außerdem wird die Zeiligkeit des Gefüges verstärkt. Ein hoher Härteunterschied zwischen den Phasen und die Ausbildung von Martensitzeilen haben ein niedrigeres Lochaufweitvermögen zur Folge, was gleichbedeutend mit einer erhöhten Kantenrissempfindlichkeit ist. Mangan neigt wie Silizium zur Bildung von Oxiden auf der Stahloberfläche während der Glühbehandlung. In Abhängigkeit von den Glühparametern und den Gehalten an anderen Legierungselementen (insbesondere Silizium und Aluminium) können Manganoxide (z.B.

MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z.B. Mn2Si0 ₄ ) auftreten. Allerdings ist Mangan bei einem geringen Si/Mn bzw. Al/Mn Verhältnis als weniger kritisch zu betrachten, da sich eher globulare Oxide statt Oxidfilme ausbilden. Dennoch können hohe Mangangehalte das Erscheinungsbild der Zinkschicht und die Zinkhaftung negativ beeinflussen. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen

Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Mn-Oxiden bzw. Mn-Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert.

Der Mangan-Gehalt wird aus den genannten Gründen auf 1 ,900 bis 2,350 Gew.-% festgelegt.

Zur Erreichung der geforderten Mindestfestigkeiten ist es vorteilhaft eine

banddickenabhängige Differenzierung des Mangangehaltes einzuhalten.

Bei einer Banddicke unter 1 ,00 mm liegt der Mangan-Gehalt bevorzugt in einem Bereich zwischen > 1 ,900 und < 2,200 Gew.-%, bei Banddicken von 1 ,00 bis 2,00 mm zwischen > 2,050 und < 2,250 Gew.-% und bei Banddicken über 2,00 mm zwischen > 2, 100 Gew.-% und < 2,350 Gew.-%.

Eine weitere Besonderheit der Erfindung ist, dass die Variation des Mangan-Gehalts durch gleichzeitige Veränderung des Silizium-Gehalts kompensiert werden kann. Die

Festigkeitssteigerung (hier die Streckgrenze, engl, yield strength, YS) durch Mangan und Silizium wird im Allgemeinen gut durch die Pickering-Gleichung beschrieben:

YS (MPa) = 53,9 + 32,34 [Gew.-%Mn] + 83, 16 [Gew.-%Si] +354,2 [Gew.-%N] + 17,402 d ^{( 1/2)}

Diese beruht jedoch vorrangig auf dem Effekt der Mischkristallhärtung, der nach dieser Gleichung für Mangan schwächer ist als für Silizium. Gleichzeitig erhöht Mangan jedoch, wie oben erwähnt, die Härtbarkeit deutlich, wodurch sich bei Mehrphasenstählen der Anteil an festigkeitssteigernder Zweitphase signifikant erhöht. Daher ist die Zugabe von 0, 1 % Silizium in erster Näherung mit der Zugabe von 0, 1 % Mangan im Sinne der Festigkeitserhöhung gleichzusetzen. Für einen Stahl der erfindungsgemäßen Zusammensetzung und einer Glühung, die die erfindungsgemäßen Zeit-Temperatur-Parameter einschließt, hat sich auf empirischer Grundlage folgender Zusammenhang für die Streckgrenze und die Zugfestigkeit (engl, tensile strength, TS) ergeben:

YS (MPa) = 160,7 + 147,9 [Gew.-%Si] + 161 ,1 [Gew.-%Mn]

TS (MPa) = 324,8 + 189,4 [Gew.-%Si] + 174, 1 [Gew.-%Mn]

Im Vergleich zur Pickering-Gleichung sind die Koeffizienten von Mangan und Silizium sowohl für die Streckgrenze als auch für die Zugfestigkeit annähernd gleich, wodurch die Möglichkeit der Substitution von Mangan durch Silizium gegeben ist.

Chrom (Cr) kann einerseits in gelöster Form schon in geringen Mengen die Härtbarkeit von Stahl erheblich steigern. Andererseits bewirkt Chrom bei entsprechender Temperaturführung in Form von Chromkarbiden eine Teilchenverfestigung. Die damit verbundene Erhöhung der Anzahl von Keimstellen bei gleichzeitig gesenktem Gehalt an Kohlenstoff führt zu einer Herabsetzung der Härtbarkeit.

In Dualphasenstählen wird durch die Zugabe von Chrom hauptsächlich die Einhärtbarkeit verbessert. Chrom verschiebt im gelösten Zustand die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten und senkt dabei gleichzeitig die Martensitstarttemperatur.

Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Chrom die Anlassbeständigkeit erheblich steigert, so dass es im Schmelztauchbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt.

Chrom ist zudem ein Karbidbildner. Sollten Chrom-Eisen-Mischkarbide vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die

Chromkarbide zu lösen. Ansonsten kann es durch die erhöhte Keimzahl zu einer

Verschlechterung der Einhärtbarkeit kommen.

Chrom neigt ebenfalls dazu, während der Glühbehandlung Oxide auf der Stahloberfläche zu bilden, wodurch sich die Schmelztauchqualität verschlechtern kann. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen

Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Cr-Oxiden bzw. Cr-Mischoxiden an der Stahloberfläche nach dem Glühen reduziert. Der Chrom-Gehalt wird deshalb auf Gehalte von 0,200 bis 0,500 Gew.-% festgelegt.

Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän führt ähnlich wie der von Chrom und Mangan zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Gleichzeitig ist Molybdän ein starker Karbildbildner, der fein verteilte Mischkarbide, u.a. auch mit Titan, entstehen lässt. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Schmelztauchbad keine

Festigkeitsverluste zu erwarten sind. Molybdän wirkt außerdem über Mischkristallhärtung, ist dabei allerdings weniger effektiv als Mangan und Silizium.

Der Gehalt an Molybdän wird daher zwischen 0,200 bis 0,300 Gew.-% eingestellt. Vorteilhaft sind Bereiche zwischen 0,200 und 0,250 Gew.-%.

Als Kompromiss zwischen den geforderten mechanischen Eigenschaften und

Schmelztauchbarkeit hat sich als vorteilhaft für das erfindungsgemäße Legierungskonzept ein Summengehalt von Mo+Cr von < 0,725 Gew.-% herausgestellt.

Kupfer (Cu): Der Zusatz von Kupfer kann die Zugfestigkeit sowie die Einhärtbarkeit steigern. In Verbindung mit Nickel, Chrom und Phosphor kann Kupfer eine schützende Oxidschicht an der Oberfläche bilden, die die Korrosionsrate deutlich reduzieren kann.

In Verbindung mit Sauerstoff kann Kupfer an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Kupfer ist deshalb auf < 0,050 Gew.-% festgelegt und somit bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.

Nickel (Ni): In Verbindung mit Sauerstoff kann Nickel an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der Gehalt an Nickel ist deshalb auf < 0,050 Gew.-% festgelegt und somit bis auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.

Vanadium (V): Da bei dem vorliegenden Legierungskonzept eine Zugabe von Vanadium nicht notwendig ist, wird der Gehalt an Vanadium bis auf unvermeidbare stahlbegleitende Mengen begrenzt. Aluminium (A\) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Sauerstoff und Stickstoff werden so in Aluminiumoxide und

Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der

Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie

Festigkeitswerte steigern.

Aluminiumnitrid wird nicht ausgeschieden, wenn Titan in ausreichenden Mengen vorhanden ist. Titannitride haben eine geringere Bildungsenthalpie und werden bei höheren

Temperaturen gebildet.

In gelöstem Zustand verschieben Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichend Ferrit im Dualphasenstahl. Es unterdrückt zudem die Karbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird Aluminium auch als Legierungselement in Restaustenitstählen (TRI P- Stählen) verwendet, um einen Teil des Siliziums zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass Aluminium etwas weniger kritisch für die

Verzinkungsreaktion ist als Silizium.

Der Aluminium-Gehalt wird deshalb auf 0,005 bis maximal 0,060 Gew.-% begrenzt und wird zur Beruhigung des Stahles zugegeben.

Niob_(Nb): Niob wirkt im Stahl auf unterschiedliche Weise. Beim Warmwalzen in der

Fertigstraße verzögert es durch die Bildung von feinstverteilten Ausscheidungen die

Rekristallisation, wodurch die Keimstellendichte erhöht wird und nach der Umwandlung ein feineres Korn entsteht. Auch der Anteil an gelöstem Niob wirkt rekristallisationshemmend. Die Ausscheidungen wirken im finalen Produkt festigkeitssteigernd. Diese können Karbide oder Karbonitride sein. Häufig handelt es sich um Mischkarbide, in die auch Titan eingebaut wird. Dieser Effekt beginnt ab 0,005 Gew.-% und wird ab 0,010 Gew.-% Niob am

deutlichsten. Die Ausscheidungen verhindern außerdem das Kornwachstum während der (Teil-) Austenitisierung in der Feuerverzinkung. Oberhalb von 0,060 Gew.-% Niob ist kein zusätzlicher Effekt zu erwarten. Als vorteilhaft haben sich Gehalte von 0,025 bis 0,045 Gew.- % herausgestellt.

Titan (Ti): Aufgrund seiner hohen Affinität zu Stickstoff wird Titan bei der Erstarrung vorrangig als TiN ausgeschieden. Außerdem tritt es zusammen mit Niob als Mischkarbid auf. TiN kommt eine hohe Bedeutung für die Korngrößenstabilität im Stoßofen zu. Die Ausscheidungen besitzen eine hohe Temperaturstabilität, so dass sie im Gegensatz zu den Mischkarbiden bei 1200°C größtenteils als Partikel vorliegen, die das Kornwachstum behindern. Auch Titan wirkt verzögernd auf die Rekristallisation während des Warmwalzens, ist dabei jedoch weniger effektiv als Niob. Titan wirkt durch Ausscheidungshärtung. Die größeren TiN-Partikel sind dabei weniger effektiv als die feiner verteilten Mischkarbide. Die beste Wirksamkeit wird im Bereich von 0,005 bis 0,060 Gew.-% Titan erzielt, daher stellt dies die erfindungsgemäße Legierungsspanne dar. Hierfür haben sich Gehalte von 0,025 bis 0,045 Gew.-% als vorteilhaft herausgestellt.

Bor (B^: Bor ist ein extrem effektives Legierungsmittel zur Härtbarkeitssteigerung, das bereits in sehr geringen Mengen (ab 5 ppm) wirksam wird. Die Martensitstarttemperatur bleibt dabei unbeeinflusst. Um wirksam zu werden, muss Bor in fester Lösung vorliegen. Da es eine hohe Affinität zu Stickstoff hat, muss der Stickstoff zunächst abgebunden werden, vorzugsweise durch die stöchiometrisch notwendige Menge an Titan. Aufgrund seiner geringen Löslichkeit in Eisen lagert sich das gelöste Bor bevorzugt an den Austenitkorngrenzen an. Dort bildet es teilweise Fe-B-Karbide, die kohärent sind und die Korngrenzenenergie herabsetzen. Beide Effekte wirken verzögernd auf die Ferrit- und Perlitbildung und erhöhen somit die Härtbarkeit des Stahls. Zu hohe Gehalte an Bor sind allerdings schädlich, da sich Eisenborid bilden kann, das sich negativ auf die Härtbarkeit, die Umformbarkeit und die Zähigkeit des Materials auswirkt. Bor neigt außerdem dazu, beim Glühen während der kontinuierlichen

Schmelztauchbeschichtung Oxide bzw. Mischoxide zu bilden, die die Verzinkungsqualität verschlechtern. Durch die oben genannten Maßnahmen zur Einstellung der Ofenbereiche beim kontinuierlichen Schmelztauchbeschichten wird die Ausbildung von Oxiden an der Stahloberfläche reduziert.

Aus vorgenannten Gründen wird der Bor-Gehalt für das erfindungsgemäße

Legierungskonzept auf Werte von 5 bis 30 ppm festgelegt, vorteilhaft auf < 25 bzw. optimal auf < 20 ppm.

Stickstoff (ΝΠ kann sowohl Legierungselement als auch Begleitelement aus der

Stahlherstellung sein. Zu hohe Gehalte an Stickstoff bewirken einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust sowie Alterungseffekte. Andererseits kann durch eine gezielte Zulegierung von Stickstoff in Verbindung mit den

Mikrolegierungselementen Titan und Niob eine Feinkornhärtung über Titannitride und Niob(karbo)nitride erreicht werden. Außerdem wird die Grobkornbildung beim

Wiedererwärmen vor dem Warmwalzen unterdrückt. Erfindungsgemäß wird der N-Gehalt deshalb auf werte von > 0,0020 bis < 0,0120 Gew.-% festgelegt.

Als vorteilhaft hat sich für die Einhaltung der geforderten Eigenschaften des Stahls herausgestellt, wenn der Gehalt an Stickstoff in Abhängigkeit von der Summe aus Ti+Nb+B zugegeben wird.

Bei einem Summengehalt von Ti+Nb+B von > 0,010 bis < 0,070 Gew.-% sollte der Gehalt an Stickstoff auf Werte von > 20 bis < 90 ppm eingehalten werden. Für einen Summengehalt aus Ti+Nb+B von > 0,070 Gew.-% haben sich Gehalte an Stickstoff von > 40 bis < 120 ppm als vorteilhaft erwiesen.

Für die Summengehalte an Niob und Titan haben sich Gehalte von < 0, 100 Gew.-% als vorteilhaft und wegen der prinzipiellen Austauschbarkeit von Niob und Titan bis zu einem minimalen Niobgehalt von 10 ppm sowie aus Kostengründen besonders vorteilhaft von

< 0,090 Gew.-% erwiesen.

Beim Zusammenspiel der Mikrolegierungselemente Niob sowie Titan mit Bor haben sich Summengehalte von < 0, 102 Gew.-% als vorteilhaft und besonders vorteilhaft von < 0,092 Gew.-% erwiesen. Höhere Gehalte wirken sich nicht mehr verbessernd im Sinne der Erfindung aus.

Als Summengehalte von Ti+Nb+V+Mo+B haben sich desweiteren maximale Gehalte von

< 0,365 Gew.-% aus vorgenannten Gründen erwiesen.

Kalzium (Ca): Eine Zugabe von Kalzium in Form von Kalzium-Silizium-Mischverbindungen bewirkt bei der Stahlerzeugung eine Desoxidation und Entschwefelung der schmelzflüssigen Phase. So werden Reaktionsprodukte in die Schlacke überführt und der Stahl gereinigt. Die erhöhte Reinheit führt zu besseren erfindungsgemäßen Eigenschaften im Endprodukt.

Aus den genannten Gründen wird ein Ca-Gehalt von > 0,005 bis < 0,0060 Gew.-% eingestellt.

Bei mit dem erfindungsgemäßen Stahl durchgeführten Versuchen wurde herausgefunden, dass bei einer interkritischen Glühung zwischen A _d und A _C 3 bzw. einer austenitisierenden Glühung über A _c3 mit abschließender gesteuerten Abkühlung ein Dualphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 950 MPa in einer Dicke von 0,50 bis 3,00 mm (beispielsweise für Kaltband) erzeugt werden kann, der sich durch eine ausreichende Toleranz gegenüber Prozessschwankungen auszeichnet.

Damit liegt ein deutlich aufgeweitetes Prozessfenster für die erfindungsgemäße

Legierungszusammensetzung im Vergleich zu bekannten Legierungskonzepten vor.

Die Glühtemperaturen für das zu erzielende Dualphasengefüge liegen für den

erfindungsgemäßen Stahl zwischen ca. 700 und 950°C, damit wird je nach Temperaturbereich ein teilaustenitisches (Zweiphasengebiet) bzw. ein vollaustenitisches Gefüge (Austenitgebiet) erreicht.

Die Versuche zeigten außerdem, dass die eingestellten Gefügeanteile nach der

interkritischen Glühung zwischen A _c i und A _C 3 bzw. der austenitisierenden Glühung über A _C 3 mit anschließender gesteuerter Abkühlung auch nach einem weiteren Prozessschritt der Schmelztauchveredelung bei Temperaturen zwischen 400 bis 470°C beispielsweise mit Zink oder Zink-Magnesium erhalten bleiben.

Das durchlaufgeglühte und fallweise schmelztauchveredelte Material kann sowohl als

Warmband, als auch als kalt nachgewalztes Warmband bzw. Kaltband im dressierten

(kaltnachgewalzten) bzw. undressierten Zustand und/oder im streckbiegegerichteten bzw. nicht streckbiegerichteten Zustand und auch im wärmebehandelten Zustand (Überalterung) gefertigt werden. Dieser Zustand wird im Folgenden als Ausgangszustand bezeichnet.

Stahlbänder, vorliegend als Warmband, kaltnachgewalztes Warmband bzw. Kaltband, aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung, zeichnen sich außerdem bei der Weiterverarbeitung durch eine hohe Kantenrissunempfindlichkeit aus.

Die sehr geringen Kennwertunterschiede des Stahlbandes längs und quer zu seiner

Walzrichtung sind vorteilhaft beim späteren Materialeinsatz. So kann das Schneiden von Platinen aus einem Band unabhängig von der Walzrichtung (beispielsweise quer, längs und diagonal bzw. in einem Winkel zur Walzrichtung) erfolgen und der Verschnitt minimiert werden. Um die Kaltwalzbarkeit eines aus dem erfindungsgemäßen Stahl erzeugten Warmbandes zu gewährleisten, wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Α _Γ 3 und bei Haspeltemperaturen oberhalb der

Bainitstarttemperatur erzeugt (Variante A).

Bei Warmband bzw. kaltnachgewalztem Warmband, zum Beispiel mit ca. 10% Kaltwalzgrad wird das Warmband erfindungsgemäß mit Endwalztemperaturen im austenitischen Gebiet oberhalb Α _Γ 3 und Haspeltemperaturen unterhalb der Bainitstarttemperatur erzeugt

(Variante B).

Weitere Merkmale, Vorteile und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von in einer Zeichnung dargestellten Ausführungsbeispielen.

Prozesskette (schematisch) für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl

Zeit-Temperatur-Verlauf (schematisch) der Prozessschritte Warmwalzen und Kaltwalzen (optional) sowie Durchlaufglühen, Bauteilfertigung, Vergüten (Lufthärten) und Anlassen (optional) beispielhaft für den erfindungsgemäßen Stahl

Chemische Zusammensetzung der untersuchten Stähle

Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) als Zielwerte, luftgehärtet und nicht angelassen

Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) der untersuchten Stähle im Ausgangszustand

Mechanische Kennwerte (längs zur Walzrichtung) der untersuchten Stähle im luftgehärteten, nicht angelassenen Zustand

Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 und des

Plättchenbiegeversuchs nach VDA 238-100 an erfindungsgemäßen Stählen

Verfahren 1 , Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)

Verfahren 2, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch)

Verfahren 3, Temperatur-Zeit-Kurven (Glühvarianten schematisch) Figur 1 zeigt schematisch die Prozesskette für die Herstellung eines Bandes aus dem erfindungsgemäßen Stahl. Dargestellt sind die unterschiedlichen die Erfindung betreffenden Prozessrouten. Bis zum Warmwalzen (Endwalztemperatur) ist die Prozessroute für alle erfindungsgemäßen Stähle gleich, danach erfolgen je nach den gewünschten Ergebnissen abweichende Prozessrouten. Beispielsweise kann das gebeizte Warmband verzinkt werden oder mit unterschiedlichen Abwalzgraden kaltgewalzt und verzinkt werden. Auch kann weichgeglühtes Warmband bzw. weichgeglühtes Kaltband kaltgewalzt und verzinkt werden.

Es kann Material auch optional ohne Schmelztauchveredelung prozessiert werden, d.h. nur im Rahmen einer Durchlaufglühung mit und ohne anschließender elektrolytischen

Verzinkung. Aus dem optional beschichteten Werkstoff kann nun ein komplexes Bauteil hergestellt werden. Im Anschluss daran findet der Härteprozess statt, beim dem

erfindungsgemäß an Luft abgekühlt wird. Optional kann eine Anlassstufe die thermische Behandlung des Bauteils abschließen.

Figur 2 zeigt schematisch den Zeit-Temperaturverlauf der Prozessschritte Warmwalzen und Durchlaufglühen von Bändern aus der erfindungsgemäßen Legierungszusammensetzung. Dargestellt ist die zeit- und temperaturabhängige Umwandlung für den Warmwalzprozess als auch für eine Wärmebehandlung nach dem Kaltwalzen, die Bauteilfertigung, Vergütung und optionales Anlassen.

Figur 3 zeigt in der oberen Tabellenhälfte die chemische Zusammensetzung der

untersuchten Stähle. Verglichen wurden erfindungsgemäße Legierungen LH®1 100 mit den Referenzgüten LH®800/LH®900.

Gegenüber den Referenzgüten weisen die erfindungsgemäßen Legierungen insbesondere deutlich erhöhte Gehalte an Si und geringere Gehalte an Cr und keine Zulegierung von V auf.

In der unteren Tabellenhälfte der Figur 3 sind die Summengehalte verschiedener

Legierungskomponenten in Gew.-% und das jeweils ermittelte Kohlenstoffäquivalent CEV(IIW) aufgeführt.

Figur 4 zeigt die mechanischen Kennwerte längs zur Walzrichtung der untersuchten Stähle, mit zu erreichenden Zielkennwerten für den luftgehärteten Zustand (Figur 4a), die ermittelten Werte im nicht luftgehärteten Ausgangszustand (Figur 4b) und im luftgehärteten Zustand (Figur 4c). Die vorgegebenen zu erreichenden Werte werden sicher erreicht.

Figur 5 zeigt Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche nach ISO 16630 (absolute Werte). Dargestellt sind die Ergebnisse der Lochaufweitungsversuche für Variante A

(Haspeltemperatur oberhalb Bainitstarttemperatur) jeweils für Verfahren 2 (Figur 6b, 1 ,2 mm) und Verfahren 3 (Figur 6c, 2,0 mm).

Die untersuchten Werkstoffe haben eine Blechdicke von 1 ,2 bzw. 2,0 mm. Die Ergebnisse gelten für den Test nach ISO 16630.

Das Verfahren 2 entspricht einer Glühung beispielsweise an einer Feuerverzinkung mit kombiniertem direkt befeuertem Ofen und Strahlrohrofen, wie er in Figur 6b beschrieben ist.

Das Verfahren 3 entspricht beispielsweise einer Prozessführung in einer

Durchlaufglühanlage, wie sie in Figur 6c beschrieben ist. Zudem kann hier mittels

Induktionsofen ein Wiederaufheizen des Stahls optional direkt vor dem Zinkbad erreicht werden.

Durch die unterschiedlichen erfindungsgemäßen Temperaturführungen innerhalb der genannten Spannbreite ergeben sich voneinander unterschiedliche Kennwerte bzw. auch unterschiedliche Lochaufweitungsergebnisse sowie Biegewinkel. Prinzipieller Unterschied sind also die Temperatur-Zeit-Parameter bei der Wärmebehandlung und der

nachgeschalteten Abkühlung.

Die Figur 6 zeigt schematisch drei Varianten der erfindungsgemäßen Temperatur- Zeit- Verläufe bei der Glühbehandlung und Abkühlung und jeweils verschiedene

Austenitisierungsbedingungen.

Das Verfahren 1 (Figur 6a) zeigt die Glühung und Abkühlung vom erzeugten kalt- oder warmgewalzten oder kaltnachgewalztem Stahlband in einer Durchlaufglühanlage. Zuerst wird das Band auf eine Temperatur im Bereich von etwa 700 bis 950°C (Ac1 bis Ac3) aufgeheizt. Das geglühte Stahlband wird anschließend von der Glühtemperatur mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur (ZT) von ca. 200 bis 250°C abgekühlt. Auf die Darstellung einer zweiten Zwischentemperatur (ca. 300 bis 500°C) wird in dieser schematischen Darstellung verzichtet. Anschließend wird das Stahlband mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur (RT) an Luft abgekühlt bzw. die Kühlung mit einer Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s wird bis auf Raumtemperatur beibehalten.

Das Verfahren 2 (Figur 6b) zeigt den Prozess gemäß Verfahren 1 , jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes zum Zwecke einer Schmelztauchveredelung kurzzeitig beim Durchlaufen des Schmelztauchgefäßes unterbrochen, um anschließend die Kühlung mit einer

Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 15 und 100°C/s bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C fortzusetzen. Anschließend wird das Stahlband mit einer

Abkühlgeschwindigkeit zwischen ca. 2 und 30°C/s bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft abgekühlt.

Das Verfahren 3 (Figur 6c) zeigt ebenfalls den Prozess gemäß Verfahren 1 bei einer Schmelztauchveredelung, jedoch wird die Kühlung des Stahlbandes durch eine kurze Pause (ca. 1 bis 20 s) bei einer Zwischentemperatur im Bereich von ca. 200 bis 400°C

unterbrochen und bis auf die Temperatur (ST), die zum Schmelztauchveredeln notwendig ist (ca. 400 bis 470°C), wieder erwärmt. Anschließend wird das Stahlband wieder bis zu einer Zwischentemperatur von ca. 200 bis 250°C gekühlt. Mit einer Abkühlgeschwindigkeit von ca. 2 und 30°C/s erfolgt bis zum Erreichen der Raumtemperatur an Luft die abschließende Kühlung des Stahlbandes.

Für die industrielle Fertigung für das Feuerverzinken nach Verfahren 2 nach Figur 6b und nach Verfahren 3 nach Figur 6c mit laborbasierendem Vergütungsprozess stehen die nachfolgenden Beispiele:

Beispiel 1 (Kaltband) (Legierungszusammensetzung in Gew.-%)

Variante A/1 ,2 mm/Verfahren 2 nach Figur 6b

Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0,099% C; 0,461 % Si; 2, 179% Mn; 0,009% P; 0,001 % S; 0,0048% N; 0,040 AI; 0,312% Cr; 0,208% Mo; 0,0292% Ti; 0,0364% Nb; 0,0012% B;

0,0015% Ca nach Verfahren 2 entsprechend Figur 6b schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer

Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Dicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie z.B. Haubenglühen) mit einer Zwischendicke von 1 ,49 mm zweimal kaltgewalzt.

In einem Glühsimulator wurde ein schmelztauchveredeltes, luftgehärtetes Stahlband mit nachfolgenden Parametern prozessiert.

Glühtemperatur 870°C

Haltezeit 120 s

Transportzeit max. 5 s (ohne Energiezufuhr)

anschließende Abkühlung an Luft

Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Vergütung ein Gefüge, welches aus Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.

Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte nach Lufthärtung (Ausgangswerte in Klammern, unvergüteter Zustand):

- Dehngrenze (Rp0,2) 921 MPa (768 MPa)

- Zugfestigkeit (Rm) 1198 MPa (984 MPa)

- Bruchdehnung (A80) 5,5% (10,7%)

- A5 Dehnung 9,5% (-)

- Bake-Hardening-Index (BH2) 52 MPa

- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 - (49%)

- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) - (122 1 12°)

längs zur Walzrichtung und würde beispielsweise einem LH®1 100 entsprechen.

Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag im Ausgangszustand bei 78%.

Beispiel 2 (Kaltband) (Legierungszusammensetzung in Gew.-%)

Variante B/2,0 mm/Verfahren 3 nach Figur 6c

Ein erfindungsgemäßer Stahl mit 0, 100% C; 0,456% Si; 2, 139% Mn; 0,010% P; 0,001 % S; 0,0050% N; 0,058 AI; 0,313% Cr; 0,202% Mo; 0,0289% Ti; 0,0337% Nb; 0,0009% B;

0,0021 % Ca nach Verfahren 3 entsprechend Figur 6c schmelztauchveredelt, das Material wurde zuvor bei einer Endwalzsolltemperatur von 910°C warmgewalzt und bei einer Haspelsolltemperatur von 650°C mit einer Dicke von 2,30 mm gehaspelt und nach dem Beizen ohne zusätzliche Wärmebehandlung (wie z.B. Haubenglühen) kaltgewalzt.

In einem Glühsimulator wurde der schmelztauchveredelte Stahl analog eines

Vergütungsprozesses (Lufthärten) mit nachfolgenden Parametern prozessiert.

Glühtemperatur 870°C

Haltezeit 120 s

Transportzeit: max. 5 s (ohne Energiezufuhr)

Anschließende Abkühlung an Luft

Der erfindungsgemäße Stahl besitzt nach der Vergütung ein Gefüge, welches aus Martensit, Bainit und Restaustenit besteht.

Dieser Stahl zeigt nachfolgende Kennwerte nach Lufthärtung (Ausgangswerte in Klammern, unvergüteter Zustand):

- Dehngrenze (Rp0,2) 903 MPa (708 MPa)

- Zugfestigkeit (Rm) 1186 MPa (983 MPa)

- Bruchdehnung (A80) 7, 1 % (11 ,7%)

- A5 Dehnung 9, 1 % (-)

- Bake-Hardening-Index (BH2) 48 MPa

- Lochaufweitungsverhältnis nach ISO 16630 - (32%)

- Biegewinkel nach VDA 238-100 (längs, quer) - (104 88°)

längs zur Walzrichtung und würde beispielsweise einem LH®1 100 entsprechen. Das Streckgrenzenverhältnis Re/Rm in Längsrichtung lag im Ausgangszustand bei 72%.