Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung

Technisches Gebiet (Technical Field)

Die Erfindung betrifft ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer hohen Zugfestigkeit R _m , einer niedrigen Streckgrenze R _p0 , ₂ und einer hohen Bruchdehnung A ₈₀ , 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 Gewichtsreduktion ist die Verwendung von hochfesten Stählen. Dies ermöglicht die Herstellung von dünnwandigen Bauteilen, welche trotz ihres geringen Gewichts hohen mechanischen Belastungen standhalten. Damit die Stähle auch in Bauteilen mit höheren geometrischen Komplexitäten umgeformt werden können, müssen diese gleichzeitig eine höhere Duktilität aufweisen. Typischerweise sind die Festigkeit und Duktilität von Stählen antikorreliert, d.h. je höher die Festigkeit, desto niedriger die Duktilität. Aus diesem Grund ist die Verwendung von hochfesten Stählen für solche Bauteile nur begrenzt möglich.

Hochfeste Stähle der neuesten Generation, sog. „Advanced High Strength Steels“, zielen auf ein sehr hohes Umformvermögen bei gleichzeitig höheren Festigkeiten ab. Dazu zählen sog. Dualphasen(DP)stähle, die typischerweise größtenteils aus Ferrit und Martensit bestehen, aber gegebenenfalls auch andere Phasen wie Bainit und/oder Restaustenit enthalten können. Bei der plastischen Verformung von DP-Stählen wird meist der weiche Ferrit verformt, während der harte Martensit die Festigkeit erhöht. Während der plastischen Umformung kann zusätzlich aus optional vorhandenem Restaustenit Martensit entstehen. Dieser trägt ebenfalls zur Festigkeitssteigerung bei, ohne die ersten Stadien der plastischen Verformung zu beeinflussen. Bei der Prüfung im Labor zeichnen sich DP-Stähle daher durch ein relativ niedrigeres Streckgrenzenverhältnis, d.h. das Verhältnis zwischen Streckgrenze R _p0 , ₂ und Zugfestigkeit R _m , und eine relativ hohe Bruchdehnung A ₈₀ im Vergleich zu Komplexphasen(CP)stählen aus. Letztere bestehen überwiegend aus Phasen mit einer mittleren Härte wie Bainit und/oder angelassene Martensit.

DP-Stähle mit einem relativ hohen Gehalt an Restaustenit, typischerweise mehr als 5 % bezogen auf die Messfläche, zeichnen sich durch eine relativ hohe Bruchdehnung im Vergleich zu konventionellen DP-Stählen aus. Die höhere Bruchdehnung ergibt sich aus der dehnungsin- duzierten Umwandlung des Restaustenits, d.h. der sog. „transformation induced plasticity“- oder TRIP— Effekt. Solche Stähle werden daher oft als „TRIP-aided“ DP-Stähle bezeichnet. Ein Beispiel für ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt ist in der Offenlegungsschrift WO 2013/182621 Al offenbart, in welcher ein Restaustenitgehalt von bis zum 15 Vol.-% durch das Zulegieren von AI beschrieben ist. In einer Fertigungsvariante wird das kaltgewalzte Flachstahlprodukt auf konventioneller Weise durch das Vergießen zu einem Vorprodukt, durch Warm- und Kaltwalzen und das Glühen in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage hergestellt. Das Glühen erfolgt in mehreren Schritten, wobei das kaltgewalzte Flachstahlprodukt auf einer maximale Glühtemperatur im Bereich von 750 - 870 °C aufgeheizt wird und anschließend auf einer Temperatur im Bereich 455 - 550 °C abgekühlt wird.

Ein Nachteil von DP-Stählen relativ zu anderen hochfesten Stählen ist ihre hohe Empfindlichkeit für Kantenrisse, die bei der Umformung von gestanzten Blechen auftreten können. Im Labor wird die Kantenrissempfindlichkeit eines Stahls mit der sogenannten „Lochaufweitungsprüfung“ 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 _o , und bei der ersten Rissbildung, D _R , wird das Lochaufweitungsverhältnis, X, mit der folgenden Formel berechnet:

X=1OO*(D _R -DO)/D _O .

Die relativ hohe Empfindlichkeit für Kantenrisse von DP-Stählen hängt im Wesentlichen von der Inhomogenität des Gefüges ab. In DP-Stählen bildet sich der Martensit in Form von groben Paketen, welche häufig in Zeilen angeordnet sind. Unter äußeren mechanischen Belastungen kommt es wegen der hohen Härtedifferenz zwischen den Ferrit- und Martensitphasen zu hohen internen Spannungen an den Grenzflächen zwischen den beiden Phasen. Dies fördert eine Rissbildung während der Lochaufweitungsprüfung, da dort sehr hohe Verformungsgrade an der Kante des Stanzloches entstehen. Im Gegensatz dazu zeichnen sich CP-Stähle durch ein relativ isotropes und homogenes Gefüge mit relativ feinen Ausscheidungen aus. Aus diesem Grund sind die lokalen Spannungen in CP-Stählen unter äußeren mechanischen Belastungen homogener und niedriger als die, die in DP-Stählen entstehen. Daher zeichnen sich CP-Stähle durch eine höhere Beständigkeit für Kantenrisse im Vergleich zum DP-Stählen aus. Gattungsgemäße Verfahren sowie entsprechend hergestellte Stahlflachsubstrate sind beispielsweise in den Offenlegungsschriften WO 2013/037485 Al, WO 2014/139625 Al beschrieben.

Zusammenfassung der Erfindung

Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zu Grunde, ein kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einer optimierten Kombination aus einer hohen Zugfestigkeit R _m , einer niedrigen Streckgrenze R _p0 , ₂ und einer hohen Bruchdehnung A ₈₀ 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 vorgesehen, welches neben Fe und herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen in Gew.-% aus

C: 0,12 bis 0,18 %,

Si: 0,05 bis 0,4 %,

Mn: 1,9 bis 2,5 %,

AI: 0,2 bis 0,5 %,

Cr: 0,05 bis 0,2 %,

Nb: 0,01 bis 0,06 % besteht, wobei zu den Verunreinigungen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (P, S, N, Ti, V, Mo, B, Cu, W, Ni, Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, Ca, 0, H) zählen und mit folgenden Gehalten vorhanden sein können:

P: bis 0,02 %,

S: bis 0,01 %,

N: bis 0,01 %,

Ti: bis 0,01 %,

V: bis 0,02 %,

Mo: bis 0,1 %,

B: bis 0,0007 %,

Cu: bis 0,1 %, W: bis 0,1 %,

Ni: bis 0,1 %,

Sn: bis 0,05 %,

Sb: bis 0,0004 %

As: bis 0,02 %,

Co: bis 0,02 %,

Zr: bis 0,0002 %,

La: bis 0,0002 %,

Ce: bis 0,0002 %,

Nd: bis 0,0002 %,

Pr: bis 0,0002 %,

Ca: bis 0,005 %,

0: bis 0,005 %,

H: bis 0,001 %.

Des Weiteren weist das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt ein Gefüge nebst unvermeidbaren Gefügebestandteilen auf, welches folgende Phasen (in %) umfasst:

Ferrit: 20 bis 85 %,

Bainit: 10 bis 70 %,

Restaustenit: 5 bis 15 %,

Martensit: bis 20 %, (einschließlich 0).

Alle Angaben zu Gehalten der in der vorliegenden Beschreibung angegebenen Legierungselemente sind auf das Gewicht bezogen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Alle Gehalte sind daher als Angaben in Gew.-% zu verstehen. Die angegebenen Gefügebestandteile werden durch Auswertung licht- oder elektronenmikroskopischer Untersuchungen bestimmt und sind daher als Flächenanteile in Flächen-% zu verstehen, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt. Eine Ausnahme hiervon bildet der Gefügebestandteil Austenit bzw. Restaustenit, welcher als Volumenanteil in Vol.-% angegeben wird, sofern nicht ausdrücklich anders erwähnt.

Das erfindungsgemäße Stahlflachprodukt weist dabei eine gemäß DIN EN ISO 6892-1 :2017 (Probenform 2, Längsproben) ermittelte Zugfestigkeit R _m von mindestens 780 MPa, Streckgrenze R _p o,2 von maximal 600 MPa und Bruchdehnung A ₈₀ von mindestens 18 % auf. Die Streckgrenze R _p0 , ₂ kann insbesondere auf maximal 580 MPa, vorzugweise auf maximal 550 MPa begrenzt sein. Die Mindeststreckgrenze beträgt mindestens 440 MPa. Das niedrigste zulässige gemäß DIN EN ISO 16630:2017 ermittelte Lochaufweitungsverhältnis X (in %) lässt sich mit der folgenden Formel berechnen:

X = -0,067 x Rm + A wobei die Konstante A mindestens 75 %, insbesondere mindestens 78 %, vorzugsweise mindestens 80 % beträgt. Bei einigen hochfesten Stählen, insbesondere Mehrphasenstählen hat es sich herausgestellt, dass das Lochaufweitungsverhältnis X von der Zeitverzögerung zwischen den Stanzen des Lochs und die Durchführung der Prüfung abhängig ist. Ein Zeitrahmen für die Prüfung ist in ISO 16630:2017 nicht vorgegeben. Die hier angegebenen Werte beziehen sich auf Prüfungen, die innerhalb von 5 Stunden nach dem Stanzen des Lochs gemäß ISO 16630:2017 durchgeführt wurden.

Die Zugfestigkeit R _m beträgt insbesondere maximal 920 MPa, vorzugsweise maximal 900 MPa.

Die Kombination eines hohen Lochaufweitungsverhältnisses X mit Bezug auf die Zugfestigkeit R _m , einer niedrigen Streckgrenze R _p0 , ₂ und einer hohen Bruchdehnung A ₈₀ des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts liegt an der Zusammensetzung des Gefüges. Die Hauptbestandteile des Gefüges lassen sich mittels lichtoptischer Mikroskopie (LOM) bei einer 200- bis 2.000-fa- chen Vergrößerung nach dem Ätzen mit einem geeigneten Ätzmittel (z.B. Nital bzw. Natriumdisulfit) ermitteln.

Für eine niedrige Streckgrenze R _p0 , ₂ ist einen relativ hohen Anteil an Ferrit erforderlich. Im ersten Stadium der plastischen Verformung wird der Ferrit vorzugsweise verformt, während die härteren kohlenstoffreichen Phasen wie Bainit, Restaustenit und Martensit zur Verstärkung dienen. Demzufolge ist die Streckgrenze überwiegend vom Ferritanteil beeinflusst. Es hat sich herausgestellt, dass für eine Streckgrenze in dem gewünschten Bereich mindestens 20 Flä- chen-%, insbesondere mindestens 30 Flächen-%, vorzugsweise 40 Flächen-% vorliegen soll. Aufgrund der relativ niedrigen Härte des Ferrits ist ein gewisser Anteil an Bainit, Restaustenit und optional Martensit erforderlich, um eine Zugfestigkeit R _m von mindestens 780 MPa erzielen zu können, so dass dementsprechend der Anteil an Ferrit im Gefüge auf maximal 85 Flä- chen-%, insbesondere auf maximal 80 Flächen-%, vorzugsweise auf maximal 75 Flächen-% eingeschränkt ist.

Bainit und optional Martensit sind zur Festigkeitssteigerung wesentlich. Aus diesem Grund muss ein gewisser Anteil an Bainit und optional Martensit vorliegen, um die Mindestanforderungen mit Bezug auf die Zugfestigkeit R _m zu erreichen. Die Anteile an Bainit und optional Martensit haben jedoch einen entscheidenden Einfluss auf das Lochaufweitungsverhältnis X. Das relativ hohe Lochaufweitungsverhältnis X des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist eine Folge der relativ hohe Anteil an Bainit und relativ niedrigen Anteile an optionalem Martensit im Vergleich zu anderen DP-Stählen, vgl. WO 2013/182621 Al, der gleichen Zugfestigkeit. Ein hoher Anteil an Martensit ist grundsätzlich mit einem niedrigen Lochaufweitungsverhältnis X verbunden, da unter äußeren mechanischen Belastungen die Grenzen zwischen benachbarten Ferrit-Körner und Martensit-Pakete als Rissinitiierungspunkte dienen. Eine hohe Dichte an potenzielle Rissinitiierungspunkten wirkt sich negativ auf die Schnittkantenempfindlichkeit aus. Aus diesem Grund sollte der Anteil an Martensit im Gefüge möglichst minimiert werden. De- mensprechend ist der Martensitanteil auf maximal 20 Flächen-%, insbesondere auf maximal 17 Flächen-%, vorzugsweise auf maximal 13 Flächen-%, bevorzugt auf maximal 10 Flächen- % begrenzt. Der Martensitanteil kann 0 sein. Es kann erwünscht sein, um die Mindestanforderung in Bezug auf die Zugfestigkeit R _m erreichen zu können, einen Martensitanteil von mindestens 2 Flächen-% vorzusehen. Falls eine höhere Zugfestigkeit R _m erwünscht ist, kann ein Martensitanteil von insbesondere mindestens 5 Flächen-% vorgesehen werden.

Die hohe Rissempfindlichkeit von Ferrit-Martensit-Grenzen liegt an der relativ hohen Härte von Martensit im Vergleich zum Ferrit und folglich der hohen Härtedifferenz zwischen den Phasen. Im Vergleich zum Martensit ist Bainit weniger hart. Daher ist die Härtedifferenz zwischen Ferrit und Bainit niedriger als die zwischen Ferrit und Martensit. Demzufolge sind Ferrit-Bainit-Gren- zen unter äußeren mechanischen Belastungen weniger rissanfällig. Dementsprechend ist ein hoher Anteil an Bainit und entsprechend niedriger Anteil an Martensit für die Schnittkantenempfindlichkeit vorteilhaft. Die niedrigere Härte von Bainit im Vergleich zum Martensit bedeutet jedoch, dass einen gewissen Anteil an Martensit durch einen höheren Anteil an Bainit ersetzt werden muss, um die gleiche Zugfestigkeit zu erreichen. Bei dem erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt hat es sich herausgestellt, dass die erforderlichen mechanischen Eigenschaften mit einem Bainitanteil zwischen 10 und 70 Flächen-% erreicht werden können. Bei einem zu niedrigen Anteil an Bainit werden die Mindestanforderungen hinsichtlich Zugfestigkeit R _m und Lochaufweitungsverhältnis X nicht erreicht. Aus diesem Grund ist ein Bainitanteil von mindestens 10 Flächen-%, insbesondere mindestens 15 Flächen-%, vorzugsweise mindestens 20 Flächen-% erforderlich. Ein zu hoher Anteil an Bainit führt hingegen zu einer zu hohen Streckgrenze R _p0 ,2- Aus diesem Grund ist der Bainitanteil auf maximal 70 Flächen-%, insbesondere auf maximal 60 Flächen-%, vorzugsweise auf maximal 50 Flächen-% beschränkt.

Die relativ hohe Bruchdehnung A ₈₀ mit Bezug auf die Zugfestigkeit R _m des erfindungsgemäßen Stahlflachprodukts ist hauptsächlich eine Folge des relativ hohen Anteils an Restaustenit im Gefüge. Diese wirkt sich anhand der dehnungsinduzierten Umwandlung des Restaustenits (d.h. der sogenannte TRI P— Effekt) positiv auf die Bruchdehnung A ₈₀ aus, ohne die ersten Stadien der plastischen Verformung (gekennzeichnet durch die Streckgrenze R _p0 , ₂ ) zu beeinflussen. Um die Mindestanforderung hinsichtlich die Bruchdehnung A ₈₀ zu erreichen ist einen Restaustenitanteil von mindestens 5 %, insbesondere von mindestens 6 %, vorzugsweise von mindestens 7 % erforderlich. Beim Stanzen des Lochs in einer Lochaufweitungsprobe wird infolge der sehr hohen plastischen Verformung der Restaustenit neben der Stanzkante in Martensit umgewandelt. Auf dieser Weise wirkt sich Restaustenit genauso wie Martensit negativ auf das Lochaufweitungsverhältnis X aus. Aus diesem Grund darf das erfindungsgemäßen Stahlflachprodukt maximal 15 %, insbesondere maximal 13 %, vorzugsweise maximal 12 % enthalten.

Da der Restaustenit nach Volumen diffraktometrisch, beispielsweise mittels XRD, gemessen wird, kann dieser durchaus auch Bestandteil von Bainit und/oder Martensit sein, so dass sich in der Addition der Gefügebestandteile zum Teil mehr als 100 % ergeben können. Je nachdem, wie grob der Restaustenit ist, kann dieser aber auch als eigener Gefügebestandteil gewertet werden.

Im Gefüge können des Weiteren feine Ausscheidungen (Karbide bzw. Karbonitride) auf Basis von Nb eingebettet sein. Diese sind aufgrund ihrer Feinheit mittels LOM nicht erkennbar, sondern lassen sich nur mittels Transmissionselektronenmikroskopie (TEM) bei einer 50.000 bis 500.000-facher Vergrößerung erkennen. Von Ausscheidungen sind Karbide bzw. Karbonitride mit einer NaCI (Bl) Kristallstruktur gemeint, die überwiegend aus Nb und C bestehen. Außerdem können die Ausscheidungen je nach Konzentration der herstellungsbedingt unvermeidbaren Verunreinigungen eine geringe Konzentration an Ti, V, Mo, Cr, W bzw. N enthalten. Feine Nb-basierte Ausscheidungen fördern eine feine Kornstruktur und können sich daher positiv auf die mechanischen Eigenschaften und das Lochaufweitungsverhältnis auswirken. Um diesen Effekt erzielen zu können, sollten die Nb-basierten Ausscheidungen eine bestimmte Größe nicht überschreiten. Aus diesem Grund beträgt der mittlere Ausscheidungsdurchmesser maximal 20 nm, insbesondere maximal 15 nm, vorzugsweise maximal 10 nm. Der mittlere Ausscheidungsdurchmesser ist ebenfalls mittels TEM bestimmbar.

Sonstige Phasen können vereinzelt oder zusammen in Form von Perlit, Zementit -welcher nicht als Bestandteil vom Bainit vorliegt-, nichtmetallische Einschlüsse, wie MnS oder AIO, und grobe Karbonitride, wie NbCN oder TiCN mit einem Ausscheidungsdurchmesser von mehr als 50 nm, vorhanden sein, welche für die mechanischen Eigenschaften und das Lochaufweitungsverhältnis X schädlich sind und daher nicht erwünscht sind. Die sonstigen Phasen zählen daher zu den (herstellungsbedingt) unvermeidbaren Gefügebestandteilen. Diese sollten in Summe maximal 5 Flächen-%, insbesondere maximal 3 Flächen-%, vorzugsweise maximal 2 Flächen-% betragen.

Gelöst wird diese Aufgabe gemäß einem zweiten Aspekt der Erfindung durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Patentanspruchs 7.

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: 0,12 bis 0,18 %,

Si: 0,05 bis 0,4 %,

Mn: 1,9 bis 2,5 %,

AI: 0,2 bis 0,5 %,

Cr: 0,05 bis 0,2 %,

Nb: 0,01 bis 0,06 % besteht, wobei zu den Verunreinigungen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (P, S, N, Ti, V, Mo, B, Cu, W, Ni, Sn, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, Ca, 0, H) zählen und mit folgenden Gehalten vorhanden sein können:

P: bis 0,02 %,

S: bis 0,01 %, N: bis 0,01 %,

Ti: bis 0,01 %,

V: bis 0,02 %,

Mo: bis 0,1 %,

B: bis 0,0007 %,

Cu: bis 0,1 %,

W: bis 0,1 %,

Ni: bis 0,1 %,

Sn: bis 0,05 %,

Sb: bis 0,0004 %

As: bis 0,02 %,

Co: bis 0,02 %,

Zr: bis 0,0002 %,

La: bis 0,0002 %,

Ce: bis 0,0002 %,

Nd: bis 0,0002 %,

Pr: bis 0,0002 %,

Ca: bis 0,005 %,

0: bis 0,005 %,

H: bis 0,001 %, 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 insbesondere mit einer Dicke zwischen 1,8 und 5 mm, wobei die Warmwalzendtemperatur zwischen 850 und 980 °C beträgt; e) Abkühlen des erhaltenen warmgewalzten Stahlflachprodukts mit einer zwischen 20 und 400 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine zwischen 450 und 600 °C betragende Haspeltemperatur; f) Haspeln des auf die Haspeltemperatur abgekühlten warmgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil; g) Abhaspeln des Coils und Kaltwalzen zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt insbesondere mit einer Dicke zwischen 0,6 und 2,4 mm, wobei der Kaltwalzgrad zwischen 30 und 80 % beträgt; 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 20 °C/s auf eine Glühtemperatur zwischen 840 und 900 °C und Halten bei 840 bis 900 °C für eine Dauer zwischen 30 und 300 s;

12) Abkühlen mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 20 °C/s auf eine Temperatur gleich oder höher Ms und weniger als 455 °C und Halten bei dieser Temperatur für eine Dauer zwischen 1 und 1000 s, um ein Stahlflachprodukt mit einem Gefüge nebst unvermeidbaren Gefügebestandteilen zu erhalten, welches folgende Phasen (in %) umfasst:

Ferrit: 20 bis 85 %,

Bainit: 10 bis 70 %,

Restaustenit: 5 bis 15 %,

Martensit: bis 20 %, (einschließlich 0), j) Haspeln des kaltgewalzten Stahlflachprodukts zu einem Coil.

Der erschmolzene Stahl mit einer Legierungszusammensetzung innerhalb der oben angegebenen Spannen wird zu einem Vorprodukt vergossen. Der Stahl wird nach seinem Erschmelzen 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 Dünnbramme oder in einer Bandgießanlage als Vorprodukt eines gegossenen Bandes erzeugt wer- den. Beispielsweise in einer Gießwalzanlage oder Bandgießanlage, kann das Vorprodukt direkt weiterverarbeitet werden, d. h. direkt aus der Gießhitze kommend, so dass das Vorprodukt 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 kann die Temperatur zum Vorwärmen und/oder Halten insbesondere auf maximal 1300 °C beschränkt werden.

Das Vorprodukt wird in einem oder mehreren Walzgerüsten (Warmwalzstaffel) mit einer Warmwalzendtemperatur zwischen 850 und 980 °C zu einem warmgewalzten Stahlflachprodukt warmgewalzt. Eine Warmwalzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts von mindestens 850 °C, insbesondere mindestens 880 °C wird gewählt, um den Umformwiderstand nicht zu stark ansteigen zu lassen. Bei zu niedrigen Warmwalzendtemperaturen würden die Walzkräfte unverhältnismäßig ansteigen und die angestrebte Isotropie des Materials gingen durch Effekte des thermomechanischen Walzens verloren. Um eine unerwünschte Grobkornbildung zu vermeiden, wird die Walzendtemperatur zum Erzeugen des warmgewalzten Stahlflachprodukts auf maximal 980 °C beschränkt.

Das warmgewalzte Stahlflachprodukt (Warmband) weist eine Dicke zwischen 1,8 und 5 mm auf. Das erhaltene warmgewalzte Stahlflachprodukt wird mit einer zwischen 20 und 400 °C/s betragenden Abkühlgeschwindigkeit auf eine zwischen 450 und 600 °C betragende Haspeltemperatur 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 450 °C, insbesondere mindestens 480 °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 Stahlflachprodukts eine unerwünschte Phase. Außerdem wirkt sich der Martensit im Gefüge des warmgewalzten Stahlflachprodukts sowohl negativ auf die Kaltwalzbarkeit des warmgewalzten Stahlflachprodukts als auch die Isotropie des Gefüges des kaltgewalzten und geglühten Stahlflachprodukts aus. Bei einer zu hohen Haspeltemperatur erhöht sich das Risiko für die Bildung von Perlit und folglich die Seigerung von Mangan während der Abkühlung des Coils. Ferner würde eine zu hohe Haspeltemperatur die Gefahr eine ausgeprägten Korngrenzenoxidation auslösen. Um dies zu verhindern, ist die Haspeltemperatur auf maximal 600 °C, insbesondere maximal 580 °C, beschränkt.

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-Kaltwal- zen. 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 Flachprodukt wird vom Coil abgehaspelt und mit einem zwischen 30 und 80 % betragenden Kaltwalzgrad zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt kaltgewalzt. 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 _KB die Dicke des kaltgewalzten Stahlflachprodukts (Kaltband) ist.

Das Kaltwalzen ist für eine hohe Oberflächengualität 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.

Beim Kaltwalzen mit einem zu niedrigen Kaltwalzgrad werden die für die Zielanwendung erforderliche Oberflächengualität und Maßtoleranz nicht erzielt. Aus diesem Grund beträgt der Kaltwalzgrad mindestens 30 %. 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 maximal 80 %, insbesondere maximal 70 % begrenzt.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt (Kaltband) weist eine Dicke zwischen 0,6 und 2,4 mm auf.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird zu einem Coil gehaspelt. Alternativ wäre auch das Ablängen zu Platinen denkbar.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird vom Coil abgehaspelt und im kontinuierlichen Durchlauf geglüht. Das Glühen des kaltgewalzten Stahlflachprodukts hat einen maßgeblichen Einfluss auf die Bildung der Gefügebestandteile und folglich auf die Einstellung der mechanischtechnologischen Eigenschaften des Endprodukts. Zur Herstellung der erfindungsgemäßen Flachstahlprodukte werden die Glühbedingungen so eingestellt, dass der Anteil an Bainit im Gefüge erhöht und der Anteil an Martensit im Gefüge reduziert eventuell sogar vermieden wird. Dadurch kann sowohl eine hohe Zugfestigkeit als auch ein hohes Lochaufweitungsverhältnis erzielt werden. Bainit entsteht durch den Zerfall von Austenit während der Abkühlung. Diese erfolgt allerdings nur in einem engen Temperaturbereich. Bei Temperaturen oberhalb dieses Bereichs bilden sich in der Regel Ferrit bzw. Perlit, wohingegen bei Temperaturen unterhalb dieses Bereichs; d.h. unter der Martensitstarttemperatur Ms, welche üblicherweise bei ca. 400 °C liegt; bildet sich Martensit. Ferner ist die Zerlegung von Austenit in Bainit in diesem Temperaturbereich von der Destabilisierung des Austenits begünstigt. Die Stabilität des Austenits hängt primär von seinem Kohlenstoffgehalt ab. Dementsprechend könnte die Bildung von Bainit durch die Anpassung der Konzentration bzw. der Verteilung an Kohlenstoff im Austenit erzielt werden.

Das Glühen kann in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage oder in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage in einer Feuerbeschichtungsanlage erfolgen.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird in einer ersten Stufe des Glühens mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 20 °C/s auf eine Glühtemperatur zwischen 840 und 900 °C aufgeheizt. Eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit von mindestens 0,5 °C/s ist erforderlich, um eine übermäßige Vergröberung des Gefüges zu vermeiden, welche sich sonst negativ auf die Zugfestigkeit auswirken würde. Eine mittlere Aufheizgeschwindigkeit von über 20 °C/s kann eine vollständige Rekristallisation des Gefüges verhindern. Eine ausreichende Rekristallisierung ist erforderlich, um die aus dem Kaltwalzen entstandenen Kaltverfestigungen und Anisotropien, welche negativ auf die Bruchdehnung und das Lochaufweitungsverhältnis auswirken würden, zu minimieren. Aus diesem Grund wird der mittlere Aufheizgeschwindigkeit auf maximal 20 °C/s beschränkt.

In einer zweiten Stufe des Glühens wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer Glühtemperatur zwischen 840 und 900 °C für eine Dauer zwischen 30 und 300 s gehalten. Beim Glühen von DP-Stählen nach dem Stand der Technik handelt es sich um das Aufheizen auf eine Glühtemperatur im interkritischen Bereich, d.h. zwischen der Acl- und Ac3-Temperatur, in welchem das Gefüge teilweise in Austenit umwandelt, und Halten bei dieser Glühtemperatur für eine bestimmte Zeitdauer. Während dieser Haltezeit wird der Kohlenstoff im Gefüge zwischen dem Ferrit und Austenit partitioniert respektive umverteilt. Aufgrund der höheren Löslichkeit von Kohlenstoff im Austenit wird der Kohlenstoff im Austenit angereichert. Aus diesem Grund hängt die Homogenität der Verteilung an Kohlenstoff im Gefüge von der Glühtemperatur ab. Die Homogenität der Kohlenstoffverteilung hat einen wesentlichen Einfluss auf die Entstehung und die Eigenschaften von weiteren Gefügebestandteile, wie z.B. neuer Ferrit, Martensit oder Bainit, bei der anschließenden Abkühlung und folglich auf die mechanisch-techno- logischen Eigenschaften des Endprodukts. Bei Temperaturen über, aber in der Nähe der Acl- Temperatur, üblicherweise ca. 710 °C, ist der Anteil an Austenit gering und folglich die Kohlenstoffverteilung sehr inhomogen. Bei der üblichen Praxis werden DP-Stählen bei Glühtemperaturen von weniger als 840 °C geglüht, bei welchen das Gefüge einen signifikanten Anteil an nicht umgewandelten Gefügebestandteilen, wie z.B. alter Ferrit, Martensit oder Bainit, enthält. Dementsprechend ist die Kohlenstoffverteilung noch relativ inhomogen. Hingegen wird erfindungsgemäß bei Glühtemperaturen zwischen mindestens 840 °C und maximal 900 °C geglüht. Bei einer Glühtemperaturen von mindestens 840 °C und beispielsweise weniger als Ac3-Temperatur, üblicherweise ca. 860 °C, besteht das Gefüge überwiegend aus Austenit und folglich ist die Kohlenstoffverteilung vergleichsweise homogen. Aus diesem Grund muss die Glühtemperatur mindestens 840 °C betragen. Das Glühen bei Glühtemperaturen von mehr als die Ac3-Temperatur führt zu einem vollständig austenitisierten Gefüge und folglich einer verbesserten homogenen Kohlenstoffverteilung. In Verbindung mit der Einstellung der Temperatur in der dritten Stufe fördert eine homogenere Kohlenstoffverteilung die Entstehung von Bainit im Gefüge, welche für die erforderliche Kombination aus mechanischen Eigenschaften und Lochaufweitungsverhältnis X wesentlich ist. Beim Glühen bei 900 °C ist die Kohlenstoffverteilung komplett homogenisiert. Diese führt zu einer übermäßigen Bildung von Bainit und folglich zu eine zu hohe Streckgrenze R _p0 , ₂ . Die Homogenität der Kohlenstoffverteilung und folglich die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts wird ebenfalls von der Haltezeit beeinflusst. Bei der Umverteilung von Kohlenstoff während der Haltezeit handelt es sich um Diffusionsprozesse, die sowohl von der Glühtemperatur als auch von der Haltezeit abhängig sind. Bei einer zu niedrigen Haltezeit gäbe es ungenügend Zeit, die Kohlenstoff umzuverteilen und folglich eine homogene Kohlenstoffverteilung zu erreichen. Für eine ausreichend homogene Kohlenstoffverteilung ist eine Haltezeit von mindestens 30 s erforderlich. Dagegen führt eine zu hohe Haltezeit zu einer übermäßigen Vergröberung des Gefüges. Aus diesem Grund ist der Haltezeit auf maximal 300 s beschränkt.

In einer dritten Stufe des Glühens wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 20 °C/s auf eine Temperatur gleich oder höher Ms und weniger als 455 °C abgekühlt. Eine mittlere Abkühlgeschwindigkeit von mindestens 0,5 °C/s ist erforderlich, um die Entstehung von unterwünschte Phasen wie Perlit durch den Zerfall von Austenit sowie eine übermäßige Vergröberung des Gefüges während der Abkühlung zu vermeiden. Eine zu hohe mittlere Abkühlgeschwindigkeit verhindert wiederrum die Bildung von neuem Ferrit während der Abkühlung. Ein hoher Anteil an Ferrit ist erforderlich, um die gewünschten mechanisch-technologischen Eigenschaften zu erreichen. Aus diesem Grund ist die Obergrenze der mittleren Abkühlgeschwindigkeit auf maximal 20 °C/s gesetzt.

Das kaltgewalzte Stahlflachprodukt wird in einer vierten Stufe des Glühens bei der aus der dritte Stufe kommenden Endtemperatur von gleich oder höher Ms und weniger als 455 °C für eine Zeitdauer von 1 bis 1000 s gehalten. Die Einstellung der Temperatur und Zeitdauer in der vierten Stufe ist von entscheidenden Bedeutung für die Entstehung eines hohen Anteils an Bainit, welcher für die Erreichung der erforderlichen mechanisch-technologischen Eigenschaften des Endprodukts erforderlich ist. Die Temperaturen von gleich oder höher Ms und weniger als 455 °C entsprechen dem Bereich, in dem Bainit durch die Zerlegung von Austenit entsteht, vorausgesetzt, dass der Austenit durch die Einstellung der Glühtemperatur im Bereich zwischen 840 und 900 °C und der Dauer zwischen 30 und 300 s destabilisiert worden ist. Die Martensitstarttemperatur Ms (in °C) berechnet sich nach den Gehalten an C, Mn und Cr (jeweils in Gew.-%) mit der Formel:

Ms = 539 - 423 x C - 30,4 x Mn - 12,1 x Cr

Sinkt die Temperatur in der vierten Stufe unter Ms, würde ein Anteil des noch vorhandenen Austenits in Martensit umwandeln. Dies wäre für die Bildung eines Gefüges mit einem hohen Anteil an Bainit und daher für eine Kombination aus hoher Zugfestigkeit und hohem Lochaufweitungsverhältnis nicht zielführend. Aus diesem Grund ist der Untergrenze der Temperaturen in der vierten Stufe auf Ms begrenzt. Bei einer Temperatur gleich oder höher als 455 °C bildet sich kein Bainit mehr, sondern ein zu hoher Anteil an Austenit würde bestehen bleiben, welcher bei der späteren Abkühlung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts auf beispielsweise Raumtemperatur großenteils in Martensit umwandeln würde. Des Weiteren würde eine Temperatur von 455 °C und höher Anteile des vorhandenen Austenits in Perlit umwandeln, welcher das Lochaufweitungsverhältnis beeinträchtigen würde. Aus diesen Gründen muss die Temperatur in der vierten Stufe weniger als 455 °C betragen. Die Entstehung von Bainit erfordert ebenfalls, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt über eine Zeitdauer von mindestens 1 s bei einer Temperatur zwischen Ms und weniger als 455 °C gehalten wird. Zeitdauer von weniger als 1 s sind für die Entstehung eines signifikanten Anteils an Bainit nicht ausreichend. Bei einer zu langen Zeitdauer kann ein übermäßiger Anteil an Perlit gebildet werden, welcher sich negativ auf die Zugfestigkeit und das Lochaufweitungsverhältnis auswirkt. Auf diesem Grund ist die Zeitdauer auf maximal 1000 s, insbesondere maximal 800 s, vorzugsweise maximal 500 s, bevorzugt maximal 300 s beschränkt. Nach der vierten Stufe des Glühens kann das kaltgewalzte Stahlflachprodukt in einer fünften Stufe derart temperiert werden, dass das kaltgewalzte Stahlflachprodukt mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit zwischen 0,5 und 20 °C/s auf eine Temperatur von maximal 100 °C abgekühlt wird.

Alternativ und bevorzugt wird das kaltgewalzte Stahlflachprodukt im Anschluss an der vierten Stufe mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug durch das Eintauchen in ein Schmelzbad beschichtet. Die Badeintrittstemperatur ist dabei mindestens um 10 °C niedriger und höchstens um 20 °C höher als die Schmelzbadtemperatur, um zu verhindern, dass sich die Schmelzbadtemperatur durch den Eintrag des warmgewalzten Stahlbands wesentlich verändert. Die Einstellung der erforderlichen Badeintrittstemperatur kann in der fünften Stufe vorgenommen werden durch entsprechend Temperierung des kaltgewalzten Stahlflachprodukts.

An die Zusammensetzung des Korrosionsschutzüberzugs und damit einhergehend des Schmelzenbads, welches das kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei seiner Schmelztauchbeschichtung durchläuft, werden keine besonderen Anforderungen gestellt. So besteht der Korrosionsschutzüberzug bzw. das Schmelzenbad in seinem Hauptanteil aus Zink (Zn) und kann sich im Übrigen in konventioneller Weise zusammengesetzt sein. Dementsprechend kann der Korrosionsschutzüberzug bzw. das Schmelzenbad neben Zn und unvermeidbaren Verunreinigungen von bis zu 20 Gew.-% Fe, bis zu 5 Gew.-% Mg und bis zu 10 Gew.-% AI enthalten. Typischerweise sind dabei, soweit jeweils vorhanden, mindestens 2 Gew.-% Fe, mindestens 1 Gew.-% Mg und/oder mindestens 1 Gew.-% AI vorgesehen, um optimale Gebrauchseigenschaften des Korrosionsschutzes zu erreichen.

Optional kann sich an die Schmelztauchbeschichtung eine weitere Wärmebehandlung („Gal- vannealing“) anschließen, bei der das schmelztauchbeschichtete Stahlflachprodukt auf bis zu 550 °C erwärmt wird, um den zinkbasierten Überzug einzubrennen.

Entweder unmittelbar nach dem Austritt aus dem Schmelztauchbeschichtung oder im Anschluss an die zusätzliche optionale Wärmebehandlung kann das erhaltene kaltgewalzte Stahlflachprodukt bei einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit von 0,5 bis 20 °C / Sek auf eine Temperatur von weniger als 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 sind die Aufheiz- und Abkühlgeschwindigkeit keine konstante Größe.

Das so erhaltene Stahlflachprodukt kann optional noch einem konventionellen Dressieren unterzogen werden, um seine Maßhaltigkeit und Oberflächenbeschaffenheit zu optimieren. Der dabei eingestellte Dressiergrad beträgt mindestens 0,1 % und maximal 1,0 %, wobei ein Dressiergrad von mindestens 0,3 % 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 Umformbarkeit des Stahlflachprodukts hätte. Bei einem Dressiergrad von mehr als 1,0 % 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) ist wesentlich für die Bildung von härteren Gefügebestandteilen wie Martensit, Restaustenit und Bainit. Die Anteile an diesen Gefügebestandteilen haben einen sehr großen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften des Stahls. Die erfindungsgemäß vorgegebene Kombination aus hoher Zugfestigkeit R _m und hohem Lochaufweitungsverhältnis X erfordert ein gewisses Verhältnis an solchen Gefügebestandteilen. Ein zu niedriger Anteil an Martensit, Restaustenit bzw. Bainit führt zu einer unzureichenden Zugfestigkeit R _m , wohingegen ein zu hoher Anteil an Martensit bzw. Restaustenit zu einem unzureichenden Lochaufweitungsverhältnis X führt. Zur Erreichung des erforderlichen Gefüges und daher der gewünschten Kombination aus Zugfestigkeit R _m und Lochaufweitungsverhältnis X muss der Gehalt an C im Bereich zwischen 0,12 und 0,18 Gew.-%, insbesondere zwischen 0,13 und 0,17 Gew.-%, liegen. Bei einem C-Gehalt von weniger als 0,12 Gew.-% wird nicht genügend Martensit, Restaustenit und Bainit gebildet, so dass die erforderliche Mindestfestigkeit von 780 MPa nicht erreicht werden kann. Bei einen C-Gehalt von mehr als 0,18 Gew.-% wird zu viel Martensit bzw. Restaustenit gebildet, so dass die Mindestanforderung hinsichtlich des Lochaufweitungsverhältnisses X nicht erreicht werden können. Silizium (Si) verhindert die Bildung von Perlit, welche für die Duktilität und das Umformverhalten des Materials schädlich ist. Der Kohlenstoff C, der ansonsten im Form von Perlit abgebunden wird, führt stattdessen zur Bildung von C-reichen Phasen wie Martensit, Bainit und Restaustenit. Dadurch wirkt sich das Legieren mit Si auf indirekter Weise auf die mechanischen Eigenschaften aus. Insbesondere fördert das Zulegieren mit Si die Bildung von Restaustenit, welches sich positiv auf die Bruchdehnung A ₈₀ auswirkt. Um diese Wirkung zu erzielen, ist ein Gehalt von mindestens 0,05 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,10 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,15 Gew.-% erforderlich. Ein zu hoher Gehalt an Si führt zu einer übermäßigen Bildung von Restaustenit, welcher sich negativ auf die Lochaufweitungsverhältnis X auswirkt. Ferner ist ein zu hoher Si-Gehalt für die Oberflächengualität von schmelztauchbeschichteten Stählen schädlich. Aus diesen Gründen wird die Obergrenze des Si-Gehalts auf maximal 0,4 Gew.-%, insbesondere maximal 0,3 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,25 Gew.- % beschränkt.

Mangan (Mn) ist ein wesentliches Legierungselement, welche über die Banddicke in Zeilen inhomogen verteilt ist. Mn wirkt sehr stark auf die Löslichkeit von C in Fe und daher auf das lokale Umwandlungsverhalten des Gefüges. Infolgedessen hat ein Mn-Gehalt einen beherrschenden Einfluss auf die Entstehung der C-reichen Gefügebestandteile während des Glühens und folglich die mechanischen Eigenschaften und das Lochaufweitungsverhältnis X des geglühten Materials. Es hat sich herausgestellt, dass ein Mn-Gehalt im Bereich zwischen 1,9 und 2,5 Gew.-%, insbesondere zwischen 1,95 und 2,35 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 2,0 und 2,3 Gew.-%, zu einer optimalen Kombination aus mechanischen Eigenschaften und Lochaufweitungsverhältnis X führt. Bei einem Mn-Gehalt von weniger als 1,9 Gew.-% wird die erforderliche Untergrenze der Zugfestigkeit von 780 MPa nicht erreicht. Ein Mn-Gehalt von mehr als 2,5 Gew.-% führt zu einer übermäßigen Bildung von Martensit und Restaustenit, so dass die Mindestanforderung hinsichtlich des Lochaufweitungsverhältnisses X nicht erreicht wird.

Aluminium (AI) wird neben Si für die Unterdrückung von Perlit und folglich die Entstehung von Restaustenit zugegeben. Auf diese Weise trägt der Al-Gehalt ebenso zur Duktilität des Stahls bei. Um die Mindestanforderungen in Bezug auf den Restaustenitanteil und die Bruchdehnung A ₈₀ ZU erreichen, ist ein Al-Gehalt von mindestens 0,2 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,25 Gew.-%, vorzugsweise mindestens 0,27 Gew.-% erforderlich. Im Gegensatz zum Si hat AI weniger negative Wirkungen auf die Oberflächengualität von schmelztauchbeschichteten Stahlflachprodukte. Nichtdestotrotz führt ein zu hoher Al-Gehalt zu einer übermäßigen Bildung von Restaustenit, welche das Lochaufweitungsverhältnis X negativ beeinträchtigt. Aus diesem Grund wird die Obergrenze des Al-Gehalts auf maximal 0,5 Gew.-%, insbesondere maximal 0,45 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,4 Gew.-% beschränkt.

Chrom (Cr) beeinflusst in ähnlicher Weise wie Mn die Entstehung der Gefügebestandteile während des Glühens und folglich der mechanischen Eigenschaften und das Lochaufweitungsverhältnis X des Endmaterials. Außerdem verlangsamt Cr die Vergröberung von Nb-basierten Karbiden. Auf diese Weise kann Cr ebenfalls zur Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungshärtung beitragen. Um diese Effekte zu erzielen, ist ein Cr-Gehalt von mindestens 0,05 Gew.- %, insbesondere mindestens 0,07 Gew.-% erforderlich. Ein Überschuss von Cr erhöht allerdings die Gefahr einer ausgeprägten Korngrenzenoxidation, welche die Oberflächengualität verschlechtert. Aus diesen Gründen wird die Obergrenze des Cr-Gehalts auf maximal 0,2 Gew.-%, insbesondere maximal 0,15 Gew.-%, beschränkt.

Niob (Nb) scheidet sich im Form von Karbide aus, die zur Verfeinerung des Gefüges führen. Ein feineres Gefüge wirkt sich positiv auf die Zugfestigkeit aus, ohne die Duktilität großartig zu beeinträchtigen. Es hat sich herausgestellt, dass sich ein feineres Gefüge positiv auf das Lochaufweitungsverhältnis X des Materials auswirkt. Nb-basierte Karbide wirken sich ebenfalls direkt auf die Zugfestigkeit des Materials durch den Ausscheidungshärtungseffekt aus. Dieser Effekt ist besonders ausgeprägt, wenn die Karbide während des Glühens in einer kontinuierlichen Glühanlage nicht übermäßig vergröbern. Um die positiven Effekte von Nb zu erzielen, ist einen Nb-Gehalt von mindestens 0,01 Gew.-%, insbesondere mindestens 0,015 Gew.-% erforderlich. Ein zu hoher Nb-Gehalt wiederrum kann zu Rissbildungen beim Stranggießen oder bei der Brammenabkühlung oder -Wiedererwärmung führen. Aus diesem Grund wird die Obergrenze des Nb-Gehalts auf maximal 0,06 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-%, vorzugsweise maximal 0,04 Gew.-%, beschränkt.

Alle anderen hier nicht explizit angeführten denkbaren Legierungselemente sind den herstellungstechnisch unvermeidbaren Verunreinigungen zuzurechnen, die als Bestandteile des Ausgangsmaterials aus dem der Stahl erzeugt wird, oder prozessbedingt bei dem Stahlerschmelzen und Verarbeiten in den Stahl gelangen können. Zu den Verunreinigungen zählen folgende Legierungselemente aus der Gruppe (P, S, N, Ti, V, Mo, B, Cu, W, Ni, Sn, Sb, As, Co, Zr, La, Ce, Nd, Pr, Ca, 0, H) und mit Gehalten vorhanden sein können, die so gering zu halten sind, dass sie keine technische Wirkung in Bezug auf die Eigenschaften des Stahls haben. 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 maximal 0,02 %, insbesondere maximal 0,017 % liegen sollte.

Schwefel (S) zählt im weitesten Sinne ebenfalls zu einer Verunreinigung und muss daher auf einen Gehalt von maximal 0,01 % eingestellt werden, um eine starke Neigung zur Seigerung und negative Beeinflussung der Umformbarkeit respektive Duktilität in Folge von übermäßiger Bildung von Sulfiden (FeS; MnS; (Mn, Fe)S) zu vermeiden, insbesondere maximal 0,005 %, vorzugsweise maximal 0,003 Gew.-%. 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 wirtschaftlich darstellbaren Bedingungen die Aufnahme von N in den Ausscheidungen unvermeidbar. 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 vermeiden, ist der Gehalt auf maximal 0,01 %, insbesondere maximal 0,006 % zu beschränken.

Titan (Ti) und Vanadium (V) gelten als Mikrolegierungselemente und scheiden sich in Form von Karbiden aus. Es hat sich herausgestellt, dass diese im Gegensatz zum Nb keine signifikante Wirkung in Bezug auf die Eigenschaften des erfindungsgemäßen Stahls haben. Aus diesem Grund zählen die zu den unerwünschten Verunreinigungen. Daher sind der hochstzulässige Gehalt von Ti auf maximal 0,01 Gew. %, insbesondere maximal 0,007 Gew.-%, und der hochstzulässige Gehalt von V auf maximal 0,02 Gew. %, insbesondere maximal 0,01 Gew.-%, gesetzt.

Molybdän (Mo) verlangsamt die Diffusion von C und verhindert daher die Homogenisierung der C-Verteilung während des Glühens. Daher muss der Mo-Gehalt auf maximal 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-% beschränkt sein. Bor (B) reichert sich an Korngrenzen bei der Austenitisierung des Gefüges an und verhindert dort die Bildung von Ferrit während der Abkühlung. Dies ist für die Entstehung eines Gefüges mit einem hohen Anteil an Ferrit nicht zielführend. Aus diesem Grund darf der B-Gehalt 0,0007 Gew.-%, insbesondere 0,0005 Gew.-%, vorzugsweise 0,0004 Gew.-% nicht überschreiten.

Kupfer (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 Cu-Gehalt auf maximal 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-%, beschränkt.

Wolfram (W), Nickel (Ni), Zinn (Sn), Antimon (Sb), Arsen (As), Kobalt (Co), Zirkon (Zr), sowie seltene Erden, wie z. B. Lanthan (La), Cer (Ce), Neodym (Nd) und Praseodym (Pr) werden im erfindungsgemäßen Stahl nicht als Legierungselemente benötigt und zählen im Fall, dass sie dennoch nachweisbar sind, zu den unvermeidbaren Verunreinigungen. Dementsprechend ist: der W-Gehalt auf maximal 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-%; der Ni-Gehalt auf maximal 0,1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,05 Gew.-%; der Sn-Gehalt auf maximal 0,05 Gew.-%; der Sb-Gehalt auf maximal 0,0004 Gew.-%; der As-Gehalt auf maximal 0,02 Gew.-%; der Co-Gehalt auf maximal 0,02 Gew.-%; der Zr-Gehalt auf maximal 0,0002 Gew.-%; der La-Gehalt auf maximal 0,0002 Gew.-%; der Ce-Gehalt auf maximal 0,0002 Gew.-%, der Nd-Gehalt auf maximal 0,0002 Gew.-% und der Pr-Gehalt auf maximal 0,0002 Gew.-% beschränkt.

Kalzium (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 maximal 0,005 %, insbesondere maximal 0,002 % beschränkt.

Sauerstoff (0) ist ebenso unerwünscht in der Schmelze respektive im Stahl, da sich eine Oxid- belegung sowohl auf die mechanischen Eigenschaften als auch auf die Gieß- und Walzbarkeit negativ auswirken würde. Der höchstens zulässige Gehalt ist daher auf maximal 0,005 %, insbesondere maximal 0,002 % festgesetzt. Wasserstoff (H) ist als kleinstes Atom auf Zwischengitterplätzen im Stahl sehr beweglich und kann insbesondere 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 maximal 0,001 %, insbesondere maximal 0,0006 %, vorzugsweise maximal 0,0004 %, wobei Gehalte von bevorzugt maximal 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 die chemischen Zusammensetzungen der Ausführungsbeispiele. Die Vorgaben bezogen auf das Warm- und Kaltwalzen sowie das Glühen und die optionale Schmelztauchbeschichtung sind in Tabelle 2 und 3 angegeben. Tabelle 4 zeigt sowohl die mechanisch-technologischen Eigenschaften als auch Gefügecharakteristika der Ausführungsbeispiele.

Zur Erprobung der Erfindung sind die entsprechend den in Tabelle 1 angegeben Zusammensetzungen legierten Schmelzen A - Y erzeugt und zu Brammen vergossen worden. Die nicht erfindungsgemäßen Schmelzen und ihre von den Vorgaben der Erfindung abweichenden Gehalte an bestimmten Legierungselementen sind in Tabelle 1 durch Unterstreichung 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 hatten, sind in Tabelle 1 durch den Eintrag gekennzeichnet.

Die aus den Stählen A - Y 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 (Warmband) warmgewalzt worden. Das jeweils erhaltene Warmband 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 Raumtemperatur ist das Warmband in konventioneller Weise gebeizt worden und anschließend mit einem Kaltwalzgrad („KWG“) in konventioneller Weise zu einem kaltgewalzten Stahlflachprodukt (Kaltband) kaltgewalzt worden.

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

Nach dem Kaltwalzen ist das Kaltband in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage oder in konventioneller Weise in einer mehrstufigen kontinuierlichen Glühanlage in einer Schmelztauchbeschichtungsanlage geglüht worden. Das Glühen erfolgte in mehreren Stufen. In der ersten Stufe ist das Kaltband mit einer mittleren Aufheizgeschwindigkeit („HR“) auf eine Glühtemperatur („HTl“) aufgeheizt worden, bei der es für eine Dauer bzw. Haltezeit („HZ1“) gehalten worden ist. Anschließend ist das Kaltband mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit („KR1“) auf einer Temperatur („HT2“) abgekühlt worden, bei der es für eine Dauer bzw. Haltezeit („HZ2“) gehalten worden ist. Im Anschluss nach der Dauer bzw. Haltezeit („HZ2“) ist das Kaltband optional mit einem Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug durch das Eintauchen in einem Schmelzenbad beschichtet worden. Entweder unmittelbar nach Ende der Dauer bzw. Haltezeit („HZ2“) oder nach dem Austritt aus dem Schmelzenbad ist das Kaltband mit einer mittleren Abkühlgeschwindigkeit („KR2“) auf Raumtemperatur abgekühlt worden.

Das so erzeugte Kaltband (kaltgewalzte Stahlflachprodukt) ist optional mit einem Dressiergrad („DG“) dressiert worden.

In den Ausführungsbeispielen erfolgte das Glühen und optionale Schmelztauchbeschichten nach einer der in Tabelle 3 angegebenen Kombinationen a - I von HR, HTl, HZ1, KR1, HT2, HZ2, KR2 und DG. Für die Kombinationen a - I ist ebenfalls angegeben, ob das Kaltband mit einem Zn-basierten Korrosionsüberzug beschichtet worden ist. Die nicht erfindungsgemäßen Kombinationen aus a - 1 und die Vorgaben, die jeweils nicht den Maßgaben der Erfindung entsprachen, sind in Tabelle 3 durch Unterstreichung hervorgehoben.

An den so erzeugten Kaltbändern sind sowohl die mechanisch-technologischen Eigenschaften als auch Gefügecharakteristika ermittelt worden. Die Ergebnisse dieser Untersuchungen sind in Tabelle 4 zusammengefasst. Darunter zählen Streckgrenze R _P0 ,2, Zugfestigkeit R _m , , Bruchdehnung A ₈₀ und Lochaufweitungsverhältnis X sowie die Konstante A aus der Formel X = - 0,067 x Rm + A. In Tabelle 4 sind auch die Anteile an Ferrit F, Bainit B, Martensit M, Restaustenit RA und sonstige Gefügebestandteile Sonst angegeben. Für die Stähle Al - Y1 ist zusätzlich angegeben, aus welchem der Stähle A - Y das Stahlsubstrat des jeweiligen Kaltbands bestand (Spalte „Analyse“), welche der Kombinationen I - XIII der Warmbanderzeugung (Spalte „Walzen“) und welche der Varianten a - I des Glühens und des Auftrags eines Zn-ba- sierten Überzugs das jeweilige Stahlsubstrat durchlaufen hat (Spalte „Glühen“).

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 Gefügecharakteristika.

Beispiel A2 wurde mit einer zu niedrigen VWO erzeugt, ist aber ansonsten gleich wie Beispiel Al . Die abweichende VWO führte zu einem zu niedrigen Anteil an Bainit, einem zu niedrigen Anteil an Restaustenit und einem zu hohen Anteil an unerwünschten Gefügebestandteilen. Infolgedessen hat Beispiel A2 eine zu niedrige Zugfestigkeit R _m , eine zu niedrige Bruchdehnung A ₈₀ und eine zu niedrige Konstante A. Beispiel A2 dient hier daher als Gegenbeispiel. Stahl A wurde auch in den Beispiel A3 - A6 verwendet, um den Einfluss der Glühtemperatur HT1 zu untersuchen. Mit Ausnahme der HT1 (und folglich der mittleren Aufheizgeschwindigkeit HR und der mittleren Abkühlgeschwindigkeit KR1) sind die Beispiele A3 bis A6 ansonsten gleich wie Beispiel Al. Eine zu niedrige HT1, wie beim Beispiel A3, führte zu einem zu niedrigen Anteil an Bainit und einem zu hohen Anteil an Martensit, folglich zu einem sehr niedrigen X und einer zu niedrigen Konstante A. Im Gegensatz dazu führte eine zu hohe HT1, wie beim Beispiel A6, zu einem zu hohen Anteil an Bainit und zu einem zu niedrigen Anteil an Ferrit, folglich zu einer zu niedrigen R _m und einer zu hohen R _p0 , ₂ .

Beispiele Bl - El wurden mit einer niedrigen aber zulässigen VWO und WET im Vergleich zu denen von Bespiel Al erzeugt. Außerdem unterschieden sich die Beispiele Bl - El durch ihre C-Gehalte. Dadurch wurde gezeigt, dass mit steigendem C-Gehalt die R _m zunimmt und die A ₈₀ abnimmt. Mit den Beispielen CI und Dl konnten sowohl mechanisch mechanisch-technologischen Eigenschaften als auch Gefügecharakteristika im gewünschten Bereich erzielt werden. Stahl B hat einen zu niedrigen C-Gehalt. Infolgedessen hat Beispiel Bl eine unzureichende R _m . Stahl E hat wiederum einen zu hohen C-Gehalt. Diese führte zur Bildung eines zu hohen Anteils an unerwünschten Gefügebestandteilen, folglich zu einer zu niedrigen A ₈₀ und einer zu niedrigen Konstante A bei Beispiel El . Beispiele Bl und El dienen daher als Gegenbeispiele.

Beispiele C2 und C3 sind vergleichbar mit Beispiel CI, wurden aber mit noch niedrigerer WET erzeugt. Bei Beispiel C2 lag die WET unter dem zulässigen Bereich. Diese führte zu einer nied- rigen A ₈₀ und einer zu niedrigen Konstante A. C2 dient daher als Gegenbeispiel. Bei Beispiel C3 war die WET sehr niedrig, lag jedoch im zulässigen Bereich. Infolgedessen lagen die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Beispiels im gewünschten Bereich.

Stähle F - J unterscheiden sich primär durch ihre Gehalte an Mn, sind aber ansonsten vergleichbar mit Stahl A. Die Beispiele Fl - J1 zeigten, dass die R _m mit steigendem Mn-Gehalt zunimmt. Beispiele Fl - Hl wurden ebenfalls mit einer relativ niedrigen HT1 erzeugt. Beispiele II - J1 wurden wiederrum mit einer relativ hohen HT1 erzeugt. Bei Beispiel Fl lag der Mn-Gehalt unterhalb des geforderten Mindestgehalts. Dieser führte zu einer zu niedrigen R _m und einer zu niedrigen Konstante A. Im Gegensatz dazu hat Beispiel J1 einen zu hohen Mn-Gehalt. Dieser führte zu einer übermäßigen Bildung von Martensit und Restaustenit, welche sich negativ auf die X und die Konstante A auswirkte. Beispiele II und J1 dienen daher als Gegenbeispiele.

Die Beispiele Fl bis J1 wurden ebenfalls mit einer relativ niedrigen AKR erzeugt. Der Einfluss der AKR zeigt sich durch den Vergleich zwischen den Beispielen II, 12 und 13. Beispiel 12 wurde mit einer zu niedrigen AKR erzeugt, ist aber ansonsten gleich wie Beispiel II . Die zu niedrige AKR führte zur Bildung von unerwünschten Gefügebestandteile und folglich zu mechanisch-technologischen Eigenschaften außerhalb des Zielbereichs. Beispiel 12 dient daher als Gegenbeispiel. Beispiel 13 wurde mit einer sehr hohen AKR erzeugt. Diese hatte jedoch die mechanisch-technologischen Eigenschaften in keiner Weise beeinträchtigt.

Die Stähle K bis 0 haben unterschiedliche Gehalte an AI und Si, sind aber ansonsten vergleichbar mit Stahl A. Diese wurden mit einer relativ kurze HZ1 sowie einem relativ hohen DG prozessiert. Beispiel Kl hat einen sehr niedrigen Si-Gehalt und einen sehr hohen Al-Gehalt. Diese ergaben eine Gefügecharakteristika und mechanisch-technologischen Eigenschaften ähnlich wie beim Beispiel Al. Beispiel LI hat einen niedrigen Si-Gehalt und einen zu hohen Al- Gehalt. Diese ergaben einen zu hohen Anteil an Restaustenit, welcher sich negativ auf das X auswirkte. Im Gegensatz dazu hat Beispiel Ml einen hohen Si-Gehalt und einen zu niedrigen Al-Gehalt. Diese ergaben einen zu niedrigen Anteil an Restaustenit und folglich eine unzureichenden A ₈₀ . Beispiele LI und Ml dienen daher als Gegenbespiele. Beispiel NI hat einen sehr hohen Si-Gehalt und einen niedrigen Al-Gehalt. Diese ergaben ein relativ niedriges X, lag jedoch im Zielbereich. Beispiel 01 zählt mit einem zu hohen Si-Gehalt auch zu den Gegenbeispielen. Auf eine ähnliche Weise wie Beispiel LI ergab diese einen zu hohen Anteil an Restaustenit, welcher sich negativ auf das X auswirkte. Die Beispiele N2 - N4 sind Variationen des Beispiels NI, wobei die Dauer bzw. Haltezeit HZ1 variiert wurde. Eine zu kurze HZ1 im Gegenbeispiel N2 führte zu einem zu hohen Anteil an Martensit und einem zu niedrigen Anteil an Bainit, welche zu einem niedrigen X und folglich einer zu niedrigen Konstante A führte. Beispiel N3 hatte eine längere HZ1 im Vergleich zum Beispiel NI, diese hatte aber keine signifikante Auswirkung auf die Gefügecharakteristika und die mechanisch-technologischen Eigenschaften. Im Gegenbeispiel N4 wurde eine zu hohe HZ1 eingestellt, welche zur einem zu hohe Anteil an Bainit und einem zu niedrigen Anteil an Ferrit und folglich zu einer zu hohen R _p0 , ₂ führte.

Die Stähle P bis S haben unterschiedliche Nb-Gehalte, sind aber ansonsten vergleichbar mit Stahl A. Diese wurden in den Beispielen PI - S1 mit einer niedrigen HT2, einem niedrigen DG und ohne Beschichtung mit einer Zn-basierten Korrosionsschutzüberzug prozessiert. Der Vergleich zwischen den Beispiele PI bis S1 zeigt, dass mit steigendem Nb-Gehalt die R _m zunimmt und die A ₈₀ abnimmt. Beispiel PI hat einen zu niedrigen Nb-Gehalt und folglich eine unzureichenden R _m , wohingegen Beispiel S1 einen zu hohen Nb-Gehalt und folglich eine zu niedrige A ₈₀ hat. Beispiele PI und S1 dienen daher als Gegenbeispiele.

Beispiele R2 und R3 sind ähnlich wie Beispiel RI, sind jedoch mit unterschiedlicher HT2 geglüht worden. Beispiel R2 hat eine höhere HT2 im Vergleich zum Beispiel RI . Diese führte zu einem höheren Martensitanteil und einem niedrigeren Bainitanteil, welche sich negativ auf das X und die Konstante A auswirkte. Die daraus resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften lagen jedoch im Zielbereich. In Beispiel R3 wurde eine noch höhere HT2 eingestellt. Diese hat eine noch stärkere Wirkung auf die Martensit- und Bainitanteile, so dass das X und die Konstante A außerhalb des Zielbereichs lagen. Aus diesem Grund dient Beispiel R3 als Gegenbeispiel.

Die Stähle T - V haben unterschiedliche Cr-Gehalte, sind aber ansonsten vergleichbar mit Stahl A. Diese sind in den Beispielen TI - VI mit einer relativ niedrigeren HT prozessiert worden. Der Vergleich zwischen den Beispielen TI - V 1 zeigt, dass mit steigendem Cr-Gehalt der Martensitanteil zunimmt und der Bainitanteil abnimmt. Dies wirkte sich negativ auf das X und die Konstante A aus. Beispiel VI enthält einen zu hohen Cr-Gehalt, so dass die Anteile an Martensit und Bainit und folglich die Konstante A außerhalb des Zielbereichs liegen. Daher dient Beispiel VI als Gegenbeispiel. Beispiele T2 bis T4 sind ähnlich wie Beispiel TI, wurden jedoch mit unterschiedlichen HT prozessiert. Im Beispiel T2 wurde eine zu niedrige HT eingestellt. Dies führte zu einem zu hohen Martensitanteil und einem zu niedrigen Bainitanteil und folglich zu einer zu niedrigen A ₈₀ und einer zu niedrigen Konstante A. Beispiel T3 hatte eine höhere HT im Vergleich zu Beispiel TI; dies hatte jedoch weder auf die Gefügecharakteristika noch auf die mechanisch-technologischen Eigenschaften einen signifikanten Einfluss. Im Beispiel T4 wurde eine zu hohe HT eingestellt, welche eine übermäßige Bildung von unerwünschte Gefügebestandteile und folglich eine Verschlechterung des mechanisch-technologischen Eigenschaften ergab. Daher dienen die Beispiel T2 und T4 als Gegenbeispiele.

Beispiel T5 ist ebenfalls ähnlich wie Beispiel TI, wurde jedoch mit einem zu hohen KWG erzeugt. Dies ergab eine zu niedrige A ₈₀ und einer zu niedrige Konstante A. Daher dient Beispiel T5 als Gegenbeispiel.

Die Stähle W bis Y unterscheiden sich durch ihre Gehalte an Verunreinigungselementen V, Ti, Mo, Cu, Ni, P, S, N und B, sind aber ansonsten vergleichbar mit Stahl A. Stahl W enthält sehr niedrige Gehalte an Verunreinigungselementen und wurde in Beispiel W1 analog zu Bespiel Al prozessiert. Die Gefügecharakteristika und die mechanisch-technologischen Eigenschaften des Beispiels W1 sind vergleichbar mit denen des Beispiels Al. Der Stahl X hat im Vergleich zum Stahl A eine höhere aber noch akzeptable Konzentration an Verunreinigungselementen. Die daraus resultierenden mechanisch-technologischen Eigenschaften, welche mit gleichen Prozessbedingungen erzeugt wurden, waren zwar schlechter im Vergleich zum Beispiel Al aber noch innerhalb des Zielbereichs. Der Stahl Y hat eine zu hohe Konzentration an Verunreinigungselementen. Infolgedessen hat das Beispiels Yl, welches ebenfalls mit den gleichen Prozessbedingungen wie Beispiel Al erzeugt wurde, einen zu hohen Anteil an unerwünschte Gefügebestandteilen und folglich eine zu niedrige A ₈₀ und eine zu niedrige Konstante A. Aus diesem Grund dient Beispiel Yl als Gegenbeispiel.

Tabelle 1: Chemische Analyse der Ausführungsbeispiele (alle Angaben in Gew.-%)

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 Schmelztauchbeschichtung

Tabelle 4: Mechanisch-technologische Eigenschaften und Gefügecharakteristika der Aus- führungsbeispiele