Die vorliegende Erfindung geht aus von einem Verfahren zur Herstellung eines schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlbandes mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität mit den folgenden Schritten:

(i) Herstellen eines warmgewalzten Stahlbandes,

(ii) Beizen und optionales Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbandes zu einem kaltgewalzten Stahlband,

(iii) Nachfolgend Durchlaufglühung im Rahmen eines kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozesses des kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes,

(iv) anschließend Abkühlung des kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes auf eine Zwischentemperatur,

(v) anschließend weitere Abkühlung des kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes von der Zwischentemperatur auf eine Kühlstopptemperatur und anschließendes Halten der Temperatur,

(vi) anschließend Schmelztauchbeschichten des kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes und

(vii) anschließend finale Abkühlung des schmelztauchbeschichteten kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes auf Umgebungstemperatur.

Die Erfindung betrifft neben diesem Verfahren auch ein entsprechendes schmelztauchbeschichtetes hochfestes Stahlband mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität.

Bei hochfestes Dual- und Mehrphasenstählen nimmt die erreichbare Dehnung bzw. Duktilität und damit die Umformbarkeit mit steigender Festigkeitsklasse ab. Von der Automobilindustrie werden jedoch Stahlsorten nachgefragt, die bei hohen Festigkeiten immer noch eine hohe Umformbarkeit bieten, um der Anforderung an hohe Dehnung bei komplexen Umformoperationen gerecht zu werden. Diese hohe Umformbarkeit kann mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität erreicht werden. Dafür ist es notwendig einen ausreichenden Gehalt an Restaustenit im Gefüge einzustellen.

Durch einen höheren Gehalt an Si lässt sich ein Anteil von Restaustenit im Gefüge stabilisieren, wodurch höhere Dehnungen durch den bekannten TRIP-Effekt (TRIP: Transformation Induced Plasticity) erreicht werden. Aus EP2439291 B1 ist ein Mehrphasenstahl mit 1 ,4 - 2,0 Gew.-% Si bekannt, wobei durch die hohen Si Gehalte die Carbidbildung unterdrückt und eine ausreichende Stabilität des Restaustenits erzielt wird. In gleicher Weise ist aus EP3024951 B1 ein Stahlblech mit einer Zugfestigkeit > 900 MPa bekannt mit 1 < Si < 3 Gew.-%. EP3128023B1 beschreibt ein hochfestes Stahlband mit hohem Streckgrenzenverhältnis und Si-Gehalten zwischen 1,2 und 2,2 Gew.-%. Die Gleiche Spanne an Si zwischen 1 ,2 und 2,2 Gew.-%. findet auch Anwendung in EP2707514B1 , um ein Stahlband mit einer Zugfestigkeit > 1000 MPa und einer Gleichmaßdehnung > 12 % zu erzeugen.

Durch Si wird jedoch beim kontinuierlichen Verzinken die Verzinkbarkeit durch Beeinträchtigung der Verzinkungsreaktion beim Eintauchen des Stahlbandes in die Zinkschmelze deutlich verschlechtert. Bei hohen Gehalten an Si kann sich ebenfalls bereits im Warmband stark haftender Zunder bilden, der die Oberflächenqualität und Weiterverarbeitung erschwert. Teilweise lässt sich Si durch erhöhte Gehalte an AI substituieren, um Restaustenit zu stabilisieren. So beschreibt beispielsweise EP3394300B1 und EP3394297B1 die Nutzung von 1 < Si+Al < 2 Gew.-% respektive 1 < Si+Al < 2,2 Gew.-%, um ausreichende Mengen an Restaustenit einzustellen. In ähnlicher Weise ist aus EP2439290B1 ein Mehrphasenstahl mit einer Zugfestigkeit von mindestens 950 MPa und einem Restaustenitgehalt von mindestens 6 % bekannt mit Si zwischen und 0,2 und 0,7 Gew.-% und AI zwischen 0,5 und 1 ,5 Gew.-%, wobei der Gehalt an Cr < 0,1 Gew.-% beträgt.

Zu hohe Gehalte an AI können allerdings nachteilig für die Heißduktilität bzw. Vergießbarkeit beim Stranggießen sein. Zudem erhöht AI die Ac3- Umwandlungstemperatur, sodass beim kontinuierlichen Verzinken hohe Glühtemperaturen notwendig sind, die aus Prozess- und Kostengründen zu vermeiden sind. Die Summe aus Si+Al sollte daher so gering wie möglich sein, wenn ein feuerverzinktes Stahlband erzeugt wird. Geringe Si+Al Gehalte sind ebenfalls vorteilhaft zur Vermeidung von Flüssigmetallversprödung. Im Zusammenhang mit der Erfindung werden die Begriffe feuerverzinkt und schmelztauchbeschichtet synonym verwendet, es sei denn, es wird explizit darauf hingewiesen, dass das Feuerverzinken das Herstellen einer Beschichtung aus Zink oder einer Zinklegierung zum Ziel hat.

Neben der Wirkung von Si und AI beschreibt EP2831299B2 die vorteilhafte Nutzung von Cr in Kombination mit Si und AI, um höhere Gehalte an Restaustenit zu erzeugen mit einem Mindestgehalt an Si+0,8AI+Cr von 1 ,4 Gew.-% für 5 - 20 Vol.-% Restaustenit. Neben hohen Kosten und Einschränkung bei der Schweißeignung hat ein hoher Gehalt an Cr jedoch den Nachteil, dass bei üblicher Prozessführung das Warmband wegen gesteigerter Einhärtbarkeit zu fest werden kann, um es anschließend zu einem Kaltband kaltwalzen zu können. Durch die Erhöhung der Einhärtbarkeit hat Cr ebenfalls große Auswirkung auf die Gefügeentwicklung beim kontinuierlichen Feuerverzinken. Cr kann daher nicht beliebig hoch zulegiert werden, wenn ein bestimmtes Zielgefüge eingestellt werden soll. Ein überwiegend bainitisches Grundgefüge erfordert mit steigendem Cr- Gehalt eine längere Überalterungszone in der kontinuierlichen Feuerverzinkung, was nicht immer großtechnisch realisierbar ist.

Das Dokument EP3730635 A1 beschreibt ein Verfahren zur Herstellung eines schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlblechs sowie ein entsprechendes schmelztauchbeschichtetes hochfestes Stahlblech, bei dem das eigentliche Stahlblech einen Gehalt an Kohlenstoff (C) von 0,04 bis maximal 0,15 Gewichts-% und einen Gehalt an Antimon (Sb) von 0.05 Gewichts-% oder weniger - ausgenommen 0 Gewichts-% - aufweist. Antimon (Sb) wird zulegiert, damit es - in Korngrenzen verteilt -, die Diffusion oxidierender Elemente wie Mn, Si, AI und dergleichen durch die Korngrenzen verzögert. Weiterhin ist das eigentliche Stahlblech durch einen Gehalt an Titan (Ti) und/oder Niob (Nb) - jeweils von 0,003 bis maximal 0,06 Gewichts-% - gekennzeichnet, was der Festigkeitssteigerung und Kornfeinung dient.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zur Herstellung eines schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlbandes sowie ein entsprechendes schmelztauchbeschichtetes hochfestes Stahlband bereitzustellen, bei denen das schmelztauchbeschichtete Stahlband insgesamt eine hohe Festigkeit in Kombination mit einer hohen Gleichmaßdehnung bei guter Haftung der Beschichtung auf dem eigentlichen Stahlband aufweist.

Die Aufgabe wird durch die Gegenstände der unabhängigen Patentansprüche gelöst.

Vorteilhafte Weiterbildungen der Erfindung ergeben sich durch die Merkmale der Unteransprüche.

Die Erfindung betrifft somit ein Verfahren zur Herstellung eines schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlbandes mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität mit den folgenden Schritten:

(i) Herstellen eines warmgewalzten Stahlbandes, insbesondere aus einer bis auf über 1200 °C erwärmten Bramme, bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von 0,15 bis 0,205; Mn: von 1 ,9 bis 2,6; AI: von 0,2 bis 0,7; Si: von 0,5 bis 0,9; Cr: von 0,2 bis 0,5; Nb: von 0,01 bis 0,06; Mo: < 0,15; B: < 0,001; P: < 0,02; S: < 0,005, sowie optional einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%:

Ti: 0,005 bis 0,060; V: 0,001 bis 0,060; N: 0,0001 bis 0,016; Ni: 0,01 bis 0,5 und Cu: 0,01 bis 0,3, Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, wobei für einen Wert p = 4,5 x ([Si] + 0,9 x [AI] + [Cr]) + 200 x [Nb], bei dem [Si], [AI], [Cr] und [Nb] die Anteile der entsprechenden Elemente in Gewichts-% sind, 8 < p < 16 gilt,

(ii) Beizen und optionales Kaltwalzen des warmgewalzten Stahlbandes zu einem kaltgewalzten Stahlband,

(iii) Nachfolgend Durchlaufglühung im Rahmen eines kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozesses des kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes bei einer maximalen Temperatur zwischen 750 °C bis einschließlich 950 °C, insbesondere zwischen 800 und 870 °C, für die Gesamtdauer von 10 s bis 1200 s, insbesondere von 50 s bis 650 s,

(iv) anschließend Abkühlung des kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes auf eine Zwischentemperatur in einem Temperaturbereich von 620 bis 760 °C mit einer durchschnittlichen Kühlrate CRi von bis zu 10 K/s,

(v) anschließend weitere Abkühlung des kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes von der Zwischentemperatur auf eine Kühlstopptemperatur in einem Temperaturbereich zwischen 200 °C und einschließlich 450 °C, insbesondere zwischen 280 °C und einschließlich 450 °C, mit einer durchschnittlichen Kühlrate CR2 > CRi und maximal 150 K/s und anschließendes Halten der Temperatur in dem Temperaturbereich zwischen 200 °C und einschließlich 450 °C, insbesondere zwischen 280 °C und einschließlich 450 °C, für 25 bis 500 s,

(vi) anschließend Schmelztauchbeschichtung des kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes bei einer Temperatur zwischen 380 und 500 °C und

(vii) anschließend finale Abkühlung des schmelztauchbeschichteten kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes mit einer durchschnittlichen Kühlrate von 1 K/s bis 50 K/s auf Umgebungstemperatur. Ein Kernpunkt der Erfindung ergibt sich durch die Anteile der Elemente Si; AI; Cr, und Nb sowie den aus diesen Anteilen resultierenden Wert p in Kombination mit dem beschriebenen kontinuierlichen Schmelztauchbeschichtungsprozess. Besonders bemerkenswert ist dabei der Anteil des Elements Nb.

Es ist bekannt, dass Nb als Mikrolegierungselement die Festigkeit durch starke Kornfeinung und Bildung von feinen Nb(C,N)-Ausscheidungen erhöht. Besonders vorteilhaft wird dieser Effekt bei Stählen mit geringem C-Gehalt genutzt, da sich die Löslichkeitsgrenze von Nb mit abnehmendem Gehalt an C zu höheren Konzentrationen verschiebt und somit eine größere Menge an Nb wirksam ist. Die vorteilhafte Wirkung von Nb bei einem Al-freien Dualphasenstahl mit Restaustenit und einem Nb Gehalt von ca. 300 ppm wird in dem wissenschaftlichen Artikel »Mohrbacher, J.-R. Yang, Y.-W. Chen, J. Rehrl; Metals 10 (2020) 504«beschrieben. So werden dort Vorteile beschrieben wie höhere Festigkeit und Zähigkeit mit einem Anstieg an R _p o,2-Dehngrenze und Zugfestigkeit (R _m ) durch Kornfeinung und nanogroße Nb-Ausscheidungen, homogenere Dehnungsverteilung im Gefüge und feinere MA-Korngrößen zur Verbesserung des Risswiderstands. Zudem wurde eine starke Verzögerung der Rekristallisation des kaltgewalzten Gefüges beobachtet. Bezüglich des Nb-Gehalts von 300 ppm weisen die Autoren darauf hin, dass dies den maximal möglichen auflösbaren Gehalt an Nb für den untersuchten Dualphasenstahl beim großtechnischen Prozess darstellt, da die maximale Haltetemperatur beim Erwärmen der Brammen vor dem Warmwalzen technologisch begrenzt ist. Die Druckschrift EP 3394300 B1 beschreibt ebenfalls die optionale Nutzung von Nb bei Stählen mit TRIP-Effekt zur Kornfeinung des Austenits beim Warmwalzen und Festigkeitssteigerung durch Ausscheidungshärtung bei der finalen Glühbehandlung.

Entgegen dieser üblichen Nutzung von Nb zur Steigerung der Festigkeit wurde beim erfindungsgemäß hergestellten Stahlband jedoch ein unerwarteter Effekt festgestellt. In Kombination mit Si, AI und er führt beim erfindungsgemäßen Stahl eine Erhöhung des Nb-Gehalts zu geringeren Festigkeiten, gleichzeitig jedoch zu einer Erhöhung des Gehalts an Restaustenit bei geeigneter Prozessführung (Fig. 1). Trotz Abfall der Zugfestigkeit mit steigendem Nb-Gehalt stieg das Produkt aus Zugfestigkeit und Gleichmaßdehnung R _m x A _g durch den höheren Anteil an Restaustenit an. So können beim erfindungsgemäßen Stahl insbesondere die Gehalte an Si und AI im Vergleich zu den erreichten Gehalten an Restaustenit geringgehalten werden. Damit ist der Stahl über den Prozess der kontinuierlichen Feuerverzinkung herstellbar und zeichnet sich durch eine sehr gute Haftung der Beschichtung, also insbesondere Zinkhaftung, aus. Es wurde ermittelt, dass der Wert p = 4,5 x ([Si] +0,9 [AI] + [Cr]) + 200 x [Nb] in Gew.-% zwischen 8 und 16, insbesondere zwischen 8,0 und 16,0, liegen sollte, um Restaustenit zu stabilisieren, wobei aus den beschriebenen Gründen die Summe [Si] + 0,9 x [AI] auf < 1 ,2 Gew.-%, bevorzugt auf < 1 ,0 Gew.-% beschränkt ist, um eine gute Verzinkbarkeit zu garantieren. Darüber hinaus wurde ebenfalls festgestellt, dass auch Gehalte von Nb über 300 ppm metallurgisch wirksam sind und den Restaustenitgehalt im finalen Gefüge erhöhen, womit die höchsten Dehnungen erreicht werden können. Durch Verzicht auf zu hohe Gehalte an Cr (< 0,5 Gew.-%, genauer < 0,50 Gew.-%) können zudem verschiedene Gefüge flexibel eingestellt werden, bei denen beispielweise mehr Bainit als angelassener Martensit oder umgekehrt vorliegen.

Beim Schritt der Herstellung eines warmgewalzten Stahlbandes, insbesondere aus einer bis auf über 1200 °C erwärmten Bramme, ist bevorzugt vorgesehen, dass das warmgewalzte Stahlband aus den folgenden Elementen in Gewichts-% besteht: C: von 0,15 bis 0,205; Mn: von 1,90 bis 2,60; AI: von 0,20 bis 0,70; Si: von 0,50 bis 0,90; Cr: von 0,20 bis 0,50; Nb: von 0,0100 bis 0,0600; Mo: < 0,15; B: < 0,0010; P: < 0,02; S: < 0,005, sowie optional einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%:

Ti: 0,005 bis 0,060; V: 0,001 bis 0,060; N: 0,0001 bis 0,016; Ni: 0,01 bis 0,5 und Cu: 0,01 bis 0,3, Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente, wobei für einen Wert p = 4,5 x ([Si] + 0,9 x [AI] + [Cr]) + 200 x [Nb], bei dem [Si], [AI], [Cr] und [Nb] die Anteile der entsprechenden Elemente in Gewichts-% sind, 8,0 < p < 16,0 gilt. Bei dieser Angabe der Zusammensetzung des Stahlbandes sind ausgewählte Grenzen in Bezug auf deren Genauigkeit präziser benannt.

Dabei ist bevorzugt vorgesehen, dass 10,0 < p < 16,0 für den Wert p sowie der Ausdruck [Si] + 0,9 x [AI] < 1 ,2, insbesondere [Si] + 0,9 x [AI] < 1 ,0, gilt, wobei [Si] und [AI] die Anteile der entsprechenden Elemente in Gewichts-% am warmgewalzten Stahlband sind.

Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens ist vorgesehen, dass der Anteil an C am warmgewalzten Stahlband mindestens 0,16 Gewichts-% beträgt, also der C-Anteil in Gewichts-% im Bereich von 0,16 bis 0,205 liegt. Dabei ist bevorzugt vorgesehen, dass der Anteil an Mn am warmgewalzten Stahlband zwischen 1 ,95 und 2,4 Gewichts-%, insbesondere zwischen 1,95 und 2,40 Gewichts-%, liegt, der Anteil an C am warmgewalzten Stahlband mindestens 0,16 Gewichts-% beträgt und bevorzugt der Ausdruck (100[C] + 10[Mn]) / (4,5 x ([Si] + 0,9[AI] + [Cr]) + 200x[Nb]) < 4,5 gilt. Dabei sind [Si], [AI], [Cr], [C] und [Mn] die Anteile der entsprechenden Elemente am warmgewalzten Stahlband in Gewichts-%.

Weiterhin ist mit Vorteil vorgesehen, dass die Summe der Anteile der Elemente Cr und Mo am warmgewalzten Stahlband in Gewichts-% kleiner 0,5 ist, also [Cr] + [Mo] < 0,5 gilt.

Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens liegt die Zwischentemperatur in einem Temperaturbereich von 650 bis 730 °C und das Stahlband weist bei Erreichen dieser Temperatur ein Gefüge mit mindestens 10 Volumen- % Ferrit auf.

Gemäß noch einerweiteren bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens beträgt die Obergrenze der Kühlstopptemperatur 400 °C, bevorzugt 350 °C, also Kühlstopptemperatur < 400 °C, bevorzugt < 350 °C, wobei nach der finalen Abkühlung auf Umgebungstemperatur mehr als 8 Volumen-% Austenit im Gefüge vorliegen und wobei die Temperatur, bei der das kalt- oder warmgewalzte Stahlband vor der Schmelztauchbeschichtung gehalten wird, < 400 °C, bevorzugt < 350 °C, beträgt.

Weitere Vorteile von Nb hinsichtlich der großtechnischen Fertigung beim Prozess der kontinuierlichen Feuerverzinkung sind Fahrweisen mit höheren Prozessgeschwindigkeiten sowie breitere Prozessfenster der Kühlstopptemperatur. Über den Gehalt an Nb lässt sich beim erfindungsgemäßen Stahl auch der Anteil an Ferrit beim Prozess der kontinuierlichen Feuerverzinkung gezielt einstellen, wodurch die technologischen Eigenschaften wie Zugfestigkeit, Dehngrenze, Streckgrenzenverhältnis und Gleichmaßdehnung ohne Änderung des Glühzyklus gesteuert werden können. Durch das breitere Prozessfenster der Kühlstopptemperatur können bei der großtechnischen Fertigung größere Temperaturschwankungen toleriert werden. So führt bei einer bevorzugten Ausführungsform mit p > 10 eine Schwankung der Kühlstopptemperatur um AT im Bereich von 315 bis 400 °C über die Bandlänge des Stahlbandes nur zu einer maximalen Schwankung der Zugfestigkeit in Walzrichtung des schmelztauchbeschichteten Stahlbandes von 0,47 x A in MPa (wobei der Zahlenwert A dem Zahlenwert in Kelvin von AT entspricht), wodurch sich eine hohe Prozessstabilität des Verfahrens ergibt.

Im Rahmen der Erfindung wird ein hochfestes schmelztauchbeschichtetes Stahlband mit einem Dual- oder Mehrphasengefüge mit Restaustenit für eine durch Gefügeumwandlung bewirkte Plastizität, sowie exzellenter Umformbarkeit mit A _g > 8 % und einem geringen Gehalt an Si und AI, im Zusammenspiel mit dem entsprechenden Verfahren zur Herstellung des Stahlbandes mit hoher Prozessstabilität bereitgestellt. Darüber hinaus soll das Stahlband bevorzugt eine gute Schweißbarkeit und geringe Neigung zur Flüssigmetall- und Wasserstoffversprödung aufweisen. Insbesondere hat das resultierende schmelztauchbeschichtete hochfeste Stahlband eine Zugfestigkeit R _m von mindestens 900 MPa und Gleichmaßdehnung A _g von mindestens 8 %.

Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das schmelztauchbeschichtete Stahlband beim oder nach dem letzten Verfahrensschritt mit einem Abwalzgrad von maximal 2 % derart dressiert, dass durch das Dressieren die R _p o,2-Dehngrenze um mindestens 20 MPa ansteigt.

Schließlich ist beim erfindungsgemäßen Verfahren mit Vorteil vorgesehen, dass beim warmgewalzten Stahlband der Gehalt an Ti mindestens 0,005 Gewichts-% beträgt, der Gehalt an N maximal 0,008 Gewichts-% beträgt, der Gehalt an AI maximal 0,50 Gewichts- % beträgt und TiN- und TiAIN-Partikel mit einem Durchmesser von > 0,96 pm in Summe in einem Flächenanteil von mindestens 1 pm ² / mm ² auf einer Messfläche von mindestens 100 mm ² in der Bramme vor der Wiedererwärmung und auf einer Messfläche von mindestens 20 mm ² im schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlband vorliegen.

Höhere Gehalte an Aluminium, wie sie auch im erfindungsgemäßen Stahl verwendet werden, können die Bildung von schädlichen plattenförmigen AIN an den primären Korngrenzen bei oder unmittelbar nach dem Strangguss nach sich ziehen, wodurch die Brammen rissanfällig werden (sog. AIN-Versprödung). Es wurde festgestellt, dass die Anzahl dieser schädlichen AIN Ausscheidungen im erfindungsgemäßen Stahl vermindert werden kann durch TiN und TiAIN Ausscheidungen, die für die Rissanfälligkeit unkritisch sind. TiN bilden sich teilweise bereits in der Schmelze und binden so den Stickstoff ab, bevor dieser mit AI zu AIN reagieren kann. So enthält der erfindungsgemäße Stahl zur Verminderung der Rissanfälligkeit der eingesetzten Brammen in vorteilhafter Ausführung TiN- und TiAIN-Ausscheidungen mit einem Durchmesser von > 0,96 pm in Summe in einem Flächenanteil von mindestens 1 pm ² / mm ² auf einer Messfläche von mindestens 100 mm ² in der Bramme vor der Wiedererwärmung. Da sich die TiN und TiAIN bei nachfolgenden Glühprozessen nicht mehr auflösen, lassen sie sich ebenfalls noch im schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlband nachweisen. Der Anteil der TiN und TiAIN kann quantitativ mittels energiedispersiver Röntgenspektroskopie (EDX) ermittelt werden. Dabei werden Gehalte von Elementen in at.-% in Partikeln und die Fläche A _p der Partikel gemessen, woraus sich der Durchmesser als (4Ap/TT) ergibt. Die Konzentration von Elementen im Partikel (Elemente N, O, F, Na, Mg, AI, Si, S, K, Ca, Ti, V, Cr, Mn, Zn, Zr, Nb und Pb) ergibt sich abzüglich der Gehalte der Elemente Fe und C in Summe zu 100 at.-%. TiN zeichnen sich dadurch aus, dass die Elemente mit der höchsten und zweithöchsten Konzentration im Partikel in at.-% aus der Gruppe [Ti, N] sind, zusätzlich die Gehalte an Ti und N jeweils > 5 at.-% sind und der Gehalt an AI < 5 at.-% beträgt. Für TiAIN gilt, dass die Elemente mit der höchsten und zweithöchsten Konzentration im Partikel in at.-% aus der Gruppe [N, AI, Ti] sind und der Gehalt an Ti, AI und N jeweils > 5 at.-% beträgt.

Die Erzeugung des hochfesten schmelztauchbeschichteten Stahlbandes mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität und einem Gefüge aus Ferrit, Martensit, Bainit und Restaustenit findet in der Regel folgengendermaßen statt:

(i) Erzeugung von warmgewalztem Band unterschiedlicher Dicke, üblicherweise zwischen 1 ,7 und 6 mm, aus Brammen mit erfindungsgemäßer Zusammensetzung der Stahlchemie, die vor dem Warmwalzen zwingend auf eine Temperatur > 1200 °C wiedererwärmt wurden, um Nb aufzulösen. Die Endwalztemperatur beträgt dabei beim Warmwalzen zwischen 860 und 960 °C und ist üblicherweise > 900 °C, um thermomechanisches Walzen und Gefügeinhomogenitäten zu vermeiden. Die Haspeltemperatur kann zwischen 420 und 750 °C betragen und ist üblicherweise > 600 °C, um ein überwiegend ferritisch-perlitisches Warmbandgefüge einzustellen.

(ii) Beizen und optionale Haubenglühung des Warmbandes bei einer maximalen Haltetemperatur zwischen 400 und 700 °C für eine Glühdauer von 12 h bis 6 Tagen, wobei die Glühdauer die Zeit zum Aufheizen und Abkühlen auf Raumtemperatur einschließt. Vorrangig kann die Haubenglühung durchgeführt werden, wenn das Warmband bei Temperauren < 600 °C gehaspelt wurde, um den Widerstand beim Kaltwalzen zu verringern. Im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung wird unter Raumtemperatur oder Umgebungstemperatur eine Temperatur zwischen 10 bis 40 °C, vorzugsweise 15 bis 25 °C, verstanden. Optionales Kaltwalzen des Warmbandes zu einem Kaltband oder als Feinblech bezeichnet auf eine Dicke von üblicherweise 0,5 mm bis 2,5 mm. (iii) Durchlaufglühung im Rahmen der kontinuierlichen Feuerverzinkung des kalt- oder warmgewalzten Bands bei einer Temperatur zwischen 750 und 950 °C, bevorzugt > 800 °C, um einen hohen Grad der Austenitisierung einzustellen.

(iv) Erste langsame Abkühlung im Anlagensegment der Langsamkühlung (sogenannte Langsamkühlstrecke) auf eine Zwischentemperatur von 620 bis 760 °C, bevorzugt 650 bis 730 °C, um Ferrit zu bilden. Neben dem Restaustenit trägt Ferrit als weiche Phase zu höherer Duktilität des Stahlbandes bei. Die Zwischentemperatur ist so zu wählen, dass das Endgefüge mindestens 10 % Ferrit beinhaltet. Durch den hohen C und Mn-Gehalt des erfindungsgemäßen Stahls ist die Einhärtbarkeit so weit erhöht, dass im Bereich der Langsamkühlstrecke bei vorgehender nahezu kompletter Austenitisierung und höheren Prozessgeschwindigkeiten bzw. höheren Kühlraten in der Langsamkühlstrecke die Bildung von Ferrit nur unzureichend stattfindet, wenn < 100 ppm Nb legiert ist. Durch Legieren mit Nb beim erfindungsgemäßen Stahl wird die Bildung von Ferrit im Bereich der Langsamkühlstrecke ermöglicht, auch bei höheren Prozessgeschwindigkeiten bzw. daraus folgenden hohen Kühlraten in der Langsamkühlstrecke wie 4 K/s. Aus diesem Grund ist der Nb Gehalt von mindestens 100 ppm Nb zwingend erforderlich und erlaubt Anlagenkonfigurationen mit einem kurzen Segment der Langsamkühlstrecke bzw. hohen Prozessgeschwindigkeiten zur Steigerung des Durchsatzes.

(v) Zweite rasche Abkühlung im Anlagensegment der Schnellkühlung von der Zwischentemperatur auf eine Kühlstopptemperatur zwischen 200 °C und 450 °C, insbesondere zwischen 280 °C und 450 °C. Halten auf einer Überalterungstemperatur zwischen 200 °C und 450 °C, insbesondere zwischen 280 °C und 450 °C, bevorzugt etwa gleich der Kühlstopptemperatur, wodurch die Konzentration an Kohlenstoff im Restaustenit erhöht wird und der Restaustenit im finalen Gefüge auch bei Raumtemperatur stabil bleibt. Ein Vorteil von etwa gleicher Kühlstop- und Überalterungstemperatur liegt in der Nutzung von Feuerverzinkungsanlagen, die über keine Wiedererwärmeinheit unmittelbar nach Erreichen der Kühlstopptemperatur verfügen. Dies erlaubt eine flexible Fertigung des erfindungsgemäßen Stahls mit verschiedenen Anlagenkonfigurationen. Niedrigere Kühlstop- und Überalterungstemperaturen führen üblicherweise zu höheren Festigkeiten, jedoch auf Kosten des Gehalts an Restaustenit. In diesem Zusammenhang wurde beim erfindungsgemäßen Stahl festgestellt, dass bei höherem Gehalt an Nb > 100 ppm, insbesondere 200-600 ppm, bei niedriger Kühlstopptemperatur und gleicher Überalterungstemperatur von < 400 °C, insbesondere < 350 °C, immer noch ein hoher Restaustenitgehalt eingestellt werden kann, was ohne Nb nicht möglich ist. Zudem gleichen sich die erreichbaren Gehalte an Restaustenit für verschiedene Kühlstopptemperaturen bei höherem Nb-Gehalt an und ermöglichen größere Prozessfenster und gleichbleibende technologische Eigenschaften im Sinne der durch Gefügeumwandlung bewirkten Plastizität. Niedrige Kühlstopptemperaturen von < 400 °C, insbesondere < 350 °C, sind zudem vorteilhaft, um angelassenen Martensit zu bilden und eine damit verbundene höhere Dehngrenze einzustellen sowie schädlichen Wasserstoff aus dem Produktionsprozess beim Halten auf dieser Temperatur aus dem Stahl diffundieren zu lassen. Bei zu hohen Kühlstopptemperaturen von > 450 °C erfolgt die Martensitumwandlung erst nach der Schmelztauchbeschichtung und der Wasserstoff wird durch den Schmelztauchüberzug eingeschlossen. Auch zu niedrige Kühlstopp- und Überalterungstemperaturen von < 200 °C führen dazu, dass Wasserstoff eingeschlossen wird, da die Diffusion des Wasserstoffs bei geringen Temperaturen gehemmt ist. Ebenfalls führen zu niedrige Kühlstopptemperaturen von < 200 °C zu einem zu hohen Anteil an angelassenem Martensit und damit zu einem zu hohen Streckgrenzverhältnis des Stahlbandes und erfordern sehr hohe Kühlleistungen. Daher beträgt die minimale Kühlstopp-und Überalterungstemperatur 200 °C, bevorzugt 280 °C, um optimale Anteile an Bainit und angelassenem Martensit einzustellen und Diffusion von Wasserstoff aus dem Stahlband zu ermöglichen.

(vi) gegebenenfalls Wiedererwärmen des Stahlbandes und Durchführung einer Schmelztauchveredelung auf einer Temperatur zwischen 380 und 500 °C. Der Schritt der Schmelztauchveredelung ist ein integraler Bestandteil beim Herstellungsprozess des erfindungsgemäßen Stahls, da dabei nicht nur eine Schmelztauchbeschichtung auf die Stahloberfläche aufgebracht wird, sondern durch die Temperaturbehandlung bei diesem Schritt ebenfalls die finalen technologischen Kennwerte des schmelztauchbeschichteten Stahlbandes beeinflusst werden. Wird bereits vor dem Wiedererwärmen des Stahlbands im Gefüge Martensit gebildet, so wird dieser Martensit bei der Schmelztauchveredelung angelassen und wird daher als angelassener Martensit bezeichnet.

(vii) Anschließend findet eine Abkühlung des beschichteten Stahlbands auf Umgebungstemperatur statt. Bei der finalen Abkühlung auf Umgebungstemperatur wandelt der nicht ausreichend stabilisierte Austenit zu Martensit (frischer Martensit) um. Der verbleibende Austenit wird als Restaustenit bezeichnet. Optionales Dressieren und/oder Streckbiegerichten des beschichteten Stahlbands, um die R _P o,2-Dehngrenze final einzustellen.

Das Legierungskonzept und die Prozessierung des erfindungsgemäßen Stahlbandes zielt auf das Erreichen von hohen Zugfestigkeiten > 900 MPa und eines Restaustenitgehalts von > 8 Vol.-% hin, um eine exzellente Umformbarkeit zu garantieren. Das Gefüge des erfindungsgemäßen Stahlbandes setzt sich zusammen aus 8-16 Vol.-% Restaustenit, > 10 und < 40 Vol.-% Ferrit, mindestens eine Summe von 50 Vol.-% an Bainit, angelassenem und frischem Martensit, wobei in einer bevorzugten Ausführung in Summe mehr Bainit und frischer Martensit vorliegt als angelassener Martensit. Die zu den Gefügebestandteilen angegebenen Prozentangaben von Ferrit, Bainit und Martensit wurden im Längsschliff senkrecht zur Walzoberfläche ermittelt und beziehen sich auf Flächenanteile (Fläche aufgespannt durch Blechnormale und Walzrichtung), die üblicherweise auch als Volumenanteile übernommen werden. Ferner beziehen sich die Gefügeanteile auf % - Position über Dicke.

Der Restaustenitgehalt kann mit einer magnet-induktiven Methode mittels eines Magnetisierungsjochs gemessen werden. Alternativ kann der Anteil an Restaustenit auch mittels Röntgenbeugung oder mit Elektronenrückstreubeugung (Electron BackScatter Diffraction - EBSD) an elektropolierten Proben bestimmt werden.

Frischer Martensit besitzt bedingt durch seinen Bildungsmechanismus eine hohe Versetzungsdichte und hohe Härte. Bei der Elektronenrückstreubeugung erscheinen solche Bereiche im Kikuchi-Bandkontrast dunkler als andere Gefügebestandteile, da die Beugungsbedingung durch ein gestörtes Kristallgitter verletzt wird. Daraus lässt sich der Anteil an frischem Martensit quantitativ bestimmen. Alternativ lässt sich die Bildung von frischem Martensit mithilfe der Dilatometrie anhand der Volumenänderung bei der Abkühlung einer Probe feststellen.

Die Erfindung betrifft weiterhin ein schmelztauchbeschichtetes hochfestes Stahlband mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität, insbesondere hergestellt nach vorstehend genanntem Verfahren, bestehend aus den folgenden Elementen in Gewichts-%: C: von 0,15 bis 0,205; Mn: von 1 ,9 bis 2,6; AI: von 0,2 bis 0,7; Si: von 0,5 bis 0,9; Cr: von 0,2 bis 0,5; Nb: von 0,01 bis 0,06; Mo: < 0,15; B: < 0,001 ; P: < 0,02; S: < 0,005, sowie optional einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Ti: 0,005 bis 0,060; V: 0,001 bis 0,060; N: 0,0001 bis 0,016; Ni: 0,01 bis 0,5 und Cu: 0,01 bis 0,3, Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente. Es ist vorgesehen, dass für einen Wert p = 4,5 x ([Si] + 0,9 x [AI] + [Cr]) + 200 x [Nb], bei dem [Si], [AI], [Cr] und [Nb] die Anteile der entsprechenden Elemente in Gewichts-% sind, 8 < p < 16 gilt, wobei das Stahlband ein Produkt aus R _m -Zugfestigkeit und Gleichmaßdehnung A _g von größer als 8000 MPa %, insbesondere von größer als 9000 MPa %, und besonders vorteilhaft zwischen 9900 bis 13000 MPa %, aufweist.

Für den Stahl des eigentlichen Stahlbandes ist bevorzugt vorgesehen, dass dieser aus den folgenden Elementen in Gewichts-% besteht: C: von 0,15 bis 0,205; Mn: von 1 ,90 bis 2,60; AI: von 0,20 bis 0,70; Si: von 0,50 bis 0,90; Cr: von 0,20 bis 0,50; Nb: von 0,0100 bis 0,0600; Mo: < 0,15; B: < 0,0010; P: < 0,02; S: < 0,005, sowie optional einem oder mehreren der folgenden Elemente in Gewichts-%: Ti: 0,005 bis 0,060; V: 0,001 bis 0,060; N: 0,0001 bis 0,016; Ni: 0,01 bis 0,5 und Cu: 0,01 bis 0,3, Rest Eisen, einschließlich üblicher stahlbegleitender Elemente. Es ist vorgesehen, dass für einen Wert p = 4,5 x ([Si] + 0,9 x [AI] + [Cr]) + 200 x [Nb], bei dem [Si], [AI], [Cr] und [Nb] die Anteile der entsprechenden Elemente in Gewichts-% sind, 8,0 < p < 16,0 gilt. Bei dieser Angabe der Zusammensetzung des Stahlbandes sind ausgewählte Grenzen in Bezug auf deren Genauigkeit präziser benannt.

Die im Zusammenhang mit dem Verfahren zur Herstellung eines schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlbandes genannten bevorzugten Ausführungsformen sollen analog auch für das schmelztauchbeschichtete hochfestes Stahlband gelten. So ist zum Beispiel für den Stahl des eigentlichen Stahlbandes insbesondere vorgesehen, dass der Anteil an C an diesem Stahlband mindestens 0,16 Gewichts-% beträgt, also der C-Anteil in Gewichts-% im Bereich von 0,16 bis 0,205 liegt.

Die durch das Schmelztauchbeschichten/Feuerverzinken erstellte Beschichtung ist beispielsweise eine Beschichtung aus Zink oder einer Zinklegierung wie Zink-Aluminium oder Zink-Aluminium-Magnesium. Derartige Beschichtungen sind wohlbekannt und sollen hier nicht weiter diskutiert werden. Die im Zusammenhang mit der Erfindung erwähnten Angaben zu Zusammensetzung und Gefüge des schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlbandes beziehen sich nur auf das als Substrat für die Beschichtung dienende eigentliche Stahlband.

Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen schmelztauch- beschichteten hochfesten Stahlbandes beträgt der Flächenanteil an speziellen Z3- Korngrenzen mit einer maximalen Abweichung von 10° zur Z3 Orientierungsbeziehung von 60° <111>, bezogen auf die gesamte Korngrenzenfläche für Großwinkelkorngrenzen mit einem Desorientierungswinkel > 15°, kleiner als 30% der Korngrenzen insgesamt.

Weiterhin ist mit Vorteil vorgesehen, dass das schmelztauchbeschichtete hochfeste Stahlband ein Streckgrenzenverhältnis R _p o,2/R _m von < 0,87 besitzt und einen Bake- Hardening-Wert BH2 von > 25 MPa aufweist.

Gemäß einer weiteren bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlbandes weist das Gefüge des eigentlichen Stahlbandes mindestens folgende Bestandteile auf: 8-16 Volumen-% Restaustenit, > 10 und < 40 Volumen-% Ferrit, mindestens eine Summe von 50 Volumen-% an Bainit, angelassenem Martensit und frischem Martensit. Unter dem „eigentlichen Stahlband“ ist dabei das als Substrat für die Beschichtung dienende Stahlband zu verstehen.

Gemäß noch einerweiteren bevorzugten Ausführungsform des erfindungsgemäßen schmelztauchbeschichteten hochfesten Stahlbandes weist das Gefüge des eigentlichen Stahlbandes zumindest zwei der folgenden Eigenschaften auf:

- der Anteil an Bainit und frischem Martensit in Volumen-% ist in Summe größer als der Anteil an angelassenem Martensit in Volumen-%,

- bei dem Bainit der Anteil an granulärem Bainit in Volumen-% höher ist als der Anteil an unterem Bainit in Volumen-% und

- es liegt ein Anteil von mindestens 2 Volumen-% frischer Martensit am gesamten Gefüge vor.

Nachfolgend wird die Wirkung der Elemente in dem erfindungsgemäßen hochfesten Stahlband mit durch Gefügeumwandlung bewirkter Plastizität näher beschrieben. Begleitelemente sind unvermeidlich und werden im Analysenkonzept hinsichtlich ihrer Wirkung wenn notwendig berücksichtigt.

Begleitelemente 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. Stickstoff (N) ist ein Begleitelement aus der Stahlherstellung. Stähle mit freiem Stickstoff neigen zu einem starken Alterungseffekt. Der Stickstoff diffundiert schon bei geringen Temperaturen an Versetzungen und blockiert diese. Er bewirkt damit einen Festigkeitsanstieg verbunden mit einem rapiden Zähigkeitsverlust. Ein Abbinden des Stickstoffes in Form von Nitriden ist durch Zulegieren von Aluminium oder Titan möglich. Aus vorgenannten Gründen ist der optionale Stickstoffgehalt auf < 0,016 Gewichts-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt. Insbesondere ist ein Stickstoffgehalt von maximal 0,008 Gewichts-% vorteilhaft, um schädliche AIN Ausscheidungen zu vermeiden.

Schwefel (S) ist wie Phosphor als Spurenelement im Eisenerz gebunden. Er ist im Stahl unerwünscht (Ausnahme Automatenstähle), da er zu starker Seigerung neigt und stark versprödend wirkt. Es wird deshalb versucht, möglichst geringe Mengen an Schwefel in der Schmelze zu erreichen (z. B. durch eine Tiefvakuumbehandlung). 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 verteilte Martensitinseln, anisotropes Werkstoffverhalten, verminderte Bruchdehnung). Aus vorgenannten Gründen ist der Schwefelgehalt auf < 0,005 Gewichts-% bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.

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 in der Regel versucht, den Phosphorgehalt soweit wie möglich abzusenken, da er unter anderem durch seine geringe Diffusionsgeschwindigkeit 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. Durch das Zulegieren von geringen Mengen an Bor können die negativen Auswirkungen von Phosphor zum Teil kompensiert werden. Es wird vermutet, dass Bor die Korngrenzenkohäsion erhöht und die Phosphorsegregation an den Korngrenzen verringert. In einigen Stählen wird er allerdings aufgrund der niedrigen Kosten und der hohen Festigkeitssteigerung in geringen Mengen (< 0,1 %) als Mikrolegierungselement verwendet, beispielsweise in höherfesten IF-Stählen (interstitial free). Aus vorgenannten Gründen ist der Phosphorgehalt auf < 0,02 % bzw. auf bei der Stahlherstellung unvermeidbare Mengen begrenzt.

Legierungselemente werden dem Stahl in der Regel zugegeben, um gezielt bestimmte Eigenschaften zu beeinflussen. Dabei kann ein Legierungselement in verschiedenen Stählen unterschiedliche Eigenschaften beeinflussen. Die Zusammenhänge sind vielseitig und komplex. Im Folgenden soll auf die Wirkung der Legierungselemente näher eingegangen werden.

Kohlenstoff (C) gilt als das wichtigste Legierungselement im Stahl. Durch seine gezielte Einbringung bis zu 2,06 % wird Eisen erst zum Stahl. Oft wird während der Stahlherstellung der Kohlenstoffanteil drastisch abgesenkt. Kohlenstoff wird aufgrund seines vergleichsweise kleinen Atomradius interstitiell im Eisengitter gelöst. Die Löslichkeit beträgt dabei im a-Eisen maximal 0,02 % und im y-Eisen maximal 2,06 %. Kohlenstoff steigert in gelöster Form die Härtbarkeit von Stahl erheblich. Durch die unterschiedliche Löslichkeit 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 Austenitgebiets zu niedrigeren Temperaturen zeigt und es ermöglicht, höhere Gehalte an Restaustenit bei Raumtemperatur im Gefüge zu stabilisieren. Mit steigendem zwangsgelösten Kohlenstoffgehalt im Martensit steigen die Gitterverzerrungen und damit verbunden die Festigkeit der diffusionslos entstandenen Phase. Um eine ausreichende Festigkeit und Gehalte an Restaustenit sicherzustellen, wird deshalb der minimale C-Gehalt auf 0,15 Gewichts-% festgelegt. Dabei ist für die Dehnung ein minimaler C-Gehalt von 0,16 Gewichts-% besonders vorteilhaft, womit der C-Gehalt im Restaustenit ansteigt und dieser stärker stabilisiert wird. Da die Löslichkeit und damit die Wirksamkeit von Nb mit steigendem Gehalt an C abnimmt, ist der maximale C-Gehalt beim erfindungsgemäßen Stahl auf 0,205 Gewichts-% begrenzt. Zu hohe Gehalte an C erweisen sich ebenfalls üblicherweise als nachteilig für die Schweißeignung und Flüssigmetallversprödung. Aluminium (AI) wird in der Regel dem Stahl zulegiert, um den im Eisen gelösten Sauerstoff und Stickstoff zu binden. Der Sauerstoff und Stickstoff wird so in Aluminiumoxide und Aluminiumnitride überführt. Diese Ausscheidungen können über eine Erhöhung der Keimstellen eine Kornfeinung bewirken und so die Zähigkeitseigenschaften sowie Festigkeitswerte steigern. In gelöstem Zustand verschiebt Aluminium wie Silizium die Ferritbildung zu kürzeren Zeiten und ermöglicht so die Bildung von ausreichenden Mengen an Ferrit. Es unterdrückt zudem die Carbidbildung und führt so zu einer verzögerten Umwandlung des Austenits. Aus diesem Grund wird AI auch als Legierungselement in Restaustenitstählen verwendet, um einen Teil des Siliziums durch Aluminium zu substituieren. Der Grund für diese Vorgehensweise liegt darin, dass AI weniger kritisch für die Verzinkungsreaktion als Si ist. AI kann allerdings nachteilig für die Heißduktilität bzw. Vergießbarkeit beim Stranggießen sein. AI bewirkt ebenfalls eine unerwünschte Erhöhung der Ac3-Umwandlungstemperatur. Der Al-Gehalt wird deshalb auf 0,2 Gewichts-% bis maximal 0,7 Gewichts-%, insbesondere 0,20 Gewichts-% bis maximal 0,70 Gewichts-%, begrenzt. Insbesondere kann der Gehalt an AI auf maximal 0,5 Gewichts-%, insbesondere 0,50 Gewichts-%, begrenzt werden, um schädliche AIN Ausscheidungen zu vermeiden, die zur AIN-Versprödung führen können.

Silizium (Si) erhöht durch Mischkristallverfestigung die Festigkeit und das Streckgrenzenverhältnis des Ferrits bei nur geringfügig absinkender Bruchdehnung. Ein weiterer wichtiger Effekt ist, dass Silizium die Bildung von Ferrit zu kürzeren Zeiten verschiebt und somit die Entstehung von Ferrit vor dem Abschrecken ermöglicht. Durch die Ferritbildung wird der Austenit mit Kohlenstoff angereichert und stabilisiert. Bei höheren Gehalten stabilisiert Silizium im unteren Temperaturbereich speziell im Bereich der Bainitbildung durch Verhinderung von Carbidbildung den Austenit merklich. Während des Warmwalzens kann sich bei hohen Siliziumgehalten stark haftender Zunder bilden, der die Weiterverarbeitung beeinträchtigen kann. Beim kontinuierlichen Verzinken kann Silizium während des Glühens an die Oberfläche diffundieren und alleine oder zusammen mit Mangan filmartige Oxide bilden. Diese Oxide verschlechtern die Verzinkbarkeit durch Beeinträchtigung der Verzinkungsreaktion (Eisenlösung und Hemmschichtausbildung) beim Eintauchen des Stahlbandes in die Zinkschmelze. Dies äußert sich in einer schlechten Zinkhaftung und unverzinkten Bereichen. Durch eine geeignete Ofenfahrweise mit angepasstem Feuchtegehalt im Glühgas und/oder durch ein geringes Si/Mn-Verhältnis und/oder durch die Verwendung moderater Mengen an Silizium kann jedoch eine gute Verzinkbarkeit des Stahlbandes und eine gute Zinkhaftung sichergestellt werden. Aus den vorgenannten Gründen werden der minimale Si-Gehalt auf 0,50 Gewichts-% und der maximale Si-Gehalt auf 0,90 Gewichts-% 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 Umwandlung zu niedrigeren Temperaturen. Ein Hauptgrund für das Zulegieren von Mangan ist die deutliche Verbesserung der Einhärtbarkeit. Aufgrund der Diffusionsbehinderung wird die Perlit- und Bainitumwandlung zu längeren Zeiten verschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. 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 Si und AI) können Manganoxide (z. B. MnO) und/oder Mn-Mischoxide (z. B. Mn2SiO4) 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. Der Mn-Gehalt wird deshalb auf 1,9 Gewichts-% bis 2,6 Gewichts-%, insbesondere auf 1,90 Gewichts-% bis 2,60 Gewichts-%, festgelegt, bevorzugt nur bis 2,40 Gewichts-%, um Mn-Zeiligkeit zu vermeiden.

Chrom (Cr): Durch die Zugabe von Chrom wird 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 Zinkbad zu fast keinen Festigkeitsverlusten kommt. Chrom ist zudem ein Carbidbildner. Sollte Chrom in Carbidform vorliegen, muss die Austenitisierungstemperatur vor dem Härten hoch genug gewählt werden, um die Chromcarbide 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 Verzinkungsqualität verschlechtern kann. Der Cr-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,2 bis 0,5 Gewichts-%, insbesondere 0,20 bis 0,50 Gewichts-%, festgelegt.

Molybdän (Mo): Die Zugabe von Molybdän erfolgt ähnlich wie bei Chrom zur Verbesserung der Härtbarkeit. Die Perlit- und Bainitumwandlung wird zu längeren Zeiten geschoben und die Martensitstarttemperatur gesenkt. Molybdän erhöht zudem die Anlassbeständigkeit erheblich, so dass im Zinkbad keine Festigkeitsverluste zu erwarten sind und bewirkt durch Mischkristallverfestigung eine Festigkeitssteigerung des Ferrits. Der Mo-Gehalt wird in Abhängigkeit von der Abmessung, der Anlagenkonfiguration und der Gefügeeinstellung zulegiert. Durch Verlangsamung der C-Diffusion kann Mo jedoch auch der Anreicherung des Kohlenstoffs im Restaustenit entgegenwirken. Hohe Gehalte an Mo führen zudem zu einer hohen Festigkeit des Warmbands, wodurch die Kaltwalzbarkeit negativ beeinträchtigt wird. Aus diesen Gründen wird der Mo-Gehalt auf bis zu 0,15 Gewichts-% festgelegt.

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 optionale Gehalt an Kupfer ist deshalb auf 0,01 bis 0,3 Gewichts-% begrenzt.

Nickel (Ni): Durch Nickel kann die Zugfestigkeit und Einhärtbarkeit erhöht werden. In Verbindung mit Sauerstoff kann Nickel jedoch an den Korngrenzen schädliche Oxide bilden, die besonders für Warmumformprozesse negative Auswirkungen hervorrufen können. Der optionale Gehalt an Nickel ist deshalb auf 0,01 bis 0,5 Gewichts-% begrenzt.

Mikrolegierungselemente werden in der Regel nur in sehr geringen Mengen zugegeben (< 0,1%). Sie wirken im Gegensatz zu den Legierungselementen hauptsächlich durch Ausscheidungsbildung, können aber auch in gelöstem Zustand die Eigenschaften beeinflussen. Trotz der geringen Mengenzugaben beeinflussen Mikrolegierungselemente die Herstellungsbedingungen sowie die Verarbeitungs- und Endeigenschaften stark. Als Mikrolegierungselemente kommen in der Regel im Eisengitter lösliche Carbid- und Nitridbildner zum Einsatz. Eine Bildung von Carbonitriden ist aufgrund der vollständigen Löslichkeit von Nitriden und Carbiden ineinander ebenfalls möglich. Die Neigung, Oxide und Sulfide zu bilden, ist bei den Mikrolegierungselementen in der Regel am stärksten ausgeprägt, wird aber aufgrund anderer Legierungselemente in der Regel gezielt verhindert. Diese Eigenschaft kann positiv genutzt werden, indem die im Allgemeinen schädlichen Elemente Schwefel und Sauerstoff abgebunden werden können. Die Abbindung kann aber auch negative Auswirkungen haben, wenn dadurch nicht mehr genügend Mikrolegierungselemente für die Bildung von Carbiden zur Verfügung stehen. Typische Mikrolegierungselemente sind Vanadium, Titan, Niob und Bor. Diese Elemente können im Eisengitter gelöst werden und bilden mit Kohlenstoff und Stickstoff Carbide bzw. Nitride.

Titan (Ti) bildet schon bei hohen Temperaturen sehr stabile Nitride (TiN) und Sulfide (TiS2). Diese lösen sich in Abhängigkeit des Stickstoffgehaltes zum Teil erst in der Schmelze auf. Wenn die so entstandenen Ausscheidungen nicht mit der Schlacke entfernt werden, bilden sie im Werkstoff durch die hohe Entstehungstemperatur grobe Partikel aus, die in der Regel nicht förderlich für die mechanischen Eigenschaften sind. Ein positiver Effekt auf die Zähigkeit entsteht durch die Abbindung des freien Stickstoffes und Sauerstoffs. So schützt Titan andere gelöste Mikrolegierungselemente wie Niob vor der Abbindung durch Stickstoff. Diese können ihre Wirkung dann optimal entfalten. Titan wirkt ebenfalls unterstützend bei der Vermeidung von schädlichen AIN Ausscheidungen, die beim vorliegenden erfindungsgemäßen Stahl durch die vergleichsweise hohen Gehalte an AI zur AIN-Versprödung führen können. Nicht abgebundenes Titan formt bei Temperaturen ab 1150 ° C Titancarbide und kann so eine Kornfeinung (Hemmung des Austenitkornwachstums, Kornfeinung durch verzögerte Rekristallisation und/oder Erhöhung der Keimzahl bei a-/y-Umwandlung) sowie eine Ausscheidungshärtung bewirken. Der optionale Ti-Gehalt weist deshalb Werte von 0,005 bis 0,060 Gewichts-% auf.

Niob (Nb) bewirkt üblicherweise eine starke Kornfeinung, da es am effektivsten von allen Mikrolegierungselementen eine Verzögerung der Rekristallisation bewirkt und zudem das Austenitkornwachstum hemmt. Ein weiterer Effekt des Niobs ist die Verzögerung der a-/y- Umwandlung und das Absenken der Martensitstarttemperatur im gelösten Zustand. Prinzipiell ist das Zulegieren von Niob begrenzt bis zum Erreichen seiner Löslichkeitsgrenze. Diese begrenzt zwar die Menge an Ausscheidungen, bewirkt aber beim Überschreiten vor allem eine frühe Ausscheidungsbildung mit recht groben Partikeln. Die Ausscheidungshärtung kann somit vor allem bei Stählen mit geringem C- Gehalt (größere Übersättigung möglich) und bei Warmumformprozessen (verformungsinduzierte Ausscheidung) effektiv wirksam werden. Wie zuvor beschrieben, wurde beim erfindungsgemäßen schmelztauchbeschichteten Stahlband festgestellt, dass durch Nb höherer Gehalte an Restaustenit stabilisiert werden können. Die besondere Wirkung von Nb beim erfindungsgemäßen Stahl wird im Weiteren näher erläutert werden. Der Nb-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,01 bis 0,06 Gewichts-%, insbesondere 0,0100 bis 0,0600 Gewichts-%, begrenzt und ist bei der vorliegenden Erfindung besonders effektiv ab Gehalten von 0,0200 Gewichts-%, und noch vorteilhafter ab 0,0300 Gewichts-%. Nb ist bei der vorliegenden Erfindung daher nicht optional und muss zwingend zulegiert werden.

Vanadium (V): Die Carbid- und auch die Nitridbildung von Vanadium setzt erst ab Temperaturen um 1000 ° C bzw. noch nach der a/y-Umwandlung ein, also wesentlich später als bei Titan und Niob. Vanadium hat somit durch die geringe Anzahl der im Austenit vorhandenen Ausscheidungen kaum eine kornfeinende Wirkung. Auch das Austenitkornwachstum wird durch die erst späte Ausscheidung der Vanadiumcarbide nicht gehemmt. Somit beruht die festigkeitssteigernde Wirkung fast allein auf der Ausscheidungshärtung. Gelöst wirkt Vanadium aber auch umwandlungsverzögernd. Ein Vorteil des Vanadiums ist die hohe Löslichkeit im Austenit und der durch die tiefe Ausscheidungstemperatur verursachte große Volumenanteil an feinen Ausscheidungen. Der optionale V-Gehalt wird deshalb auf Werte von 0,001 bis 0,060 Gewichts-% begrenzt.

Bor (B) bildet mit Stickstoff wie auch mit Kohlenstoff Nitride bzw. Carbide; in der Regel wird dies jedoch nicht angestrebt. Zum einen bildet sich durch die geringe Löslichkeit nur eine kleine Menge an Ausscheidungen und zum anderen werden diese zumeist an den Korngrenzen ausgeschieden. Eine Härtesteigerung an der Oberfläche wird nicht erreicht (Ausnahme Borieren mit Bildung von FeB und Fe2Bin der Randzone eines Werkstücks). Um eine Nitridbildung zu verhindern, wird in der Regel versucht, den Stickstoff durch affinere Elemente abzubinden. Besonders Titan kann dabei die Abbindung des gesamten Stickstoffes gewährleisten. Bor führt im gelösten Zustand in sehr geringen Mengen zu einer deutlichen Verbesserung der Einhärtbarkeit. Der Wirkungsmechanismus von Bor kann so beschrieben werden, dass sich Boratome bei geeigneter Temperaturführung an den Korngrenzen anlagern und dort, indem sie die Korngrenzenenergie senken, die Entstehung von wachstumsfähigen Ferritkeimen deutlich erschweren. Bei der Temperaturführung ist darauf zu achten, dass Bor überwiegend atomar in der Korngrenze verteilt ist und nicht aufgrund zu hoher Temperaturen in Form von Ausscheidungen vorliegt. Die Wirksamkeit von Bor wird mit steigender Korngröße und steigendem Kohlenstoffgehalt (> 0,8 %) herabgesetzt. Eine Menge über 60 ppm verursacht zudem eine sinkende Härtbarkeit, da Borcarbide auf den Korngrenzen als Keime fungieren. Bor diffundiert aufgrund des geringen Atomdurchmessers außerordentlich gut und hat eine sehr hohe Affinität zu Sauerstoff, was zu einem Herabsetzen des Borgehaltes in Bereichen nahe der Oberfläche (bis zu 0,5 mm) führen kann. In diesem Zusammenhang wird von einer Glühung bei über 1000 °C abgeraten. Dies ist zudem zu empfehlen, da Bor bei Glühtemperaturen über 1000 °C zu einer starken Grobkornbildung führen kann. Bor ist für den Prozess der kontinuierlichen Schmelztauchveredlung mit Zink ein extrem kritisches Element, da es schon bei geringsten Mengen alleine oder zusammen mit Mangan während der Glühbehandlung filmartige Oxide auf der Stahloberfläche ausbilden kann. Diese Oxide passivieren die Bandoberfläche und verhindern die Verzinkungsreaktion (Eisenlösung und Hemmschichtbildung). Ob sich filmartige Oxide ausbilden, hängt sowohl von der Menge an freiem Bor und Mangan ab, als auch von den verwendeten Glühparametern (z. B. Feuchtegehalt im Glühgas, Glühtemperatur, Glühzeit). Höhere Mangangehalte und lange Glühzeiten führen eher zu globularen und weniger kritischen Oxiden. Durch einen erhöhten Feuchtegehalt im Glühgas ist es zudem möglich, die Menge an borhaltigen Oxiden auf der Stahloberfläche zu reduzieren. Aus vorgenannten Gründen wird der B-Gehalt möglichst gering gehalten und auf Werte bis 0,0010 Gewichts-% begrenzt.

Ein Vergleich der Legierungszusammensetzung der Referenzstähle und der erfindungsgemäßen Beispielstähle ist in Tabelle 1 gezeigt. Die jeweilige Zusammensetzung bezieht sich beim Endprodukt auf das eigentliche Stahlband, also das Substrat für die Beschichtung.

Tabelle 1 : Chemische Zusammensetzung der untersuchten Stähle-A - U

Tabelle 2 enthält die Prozessparameter für verschiedene Glühzyklen des Prozessschritts der Durchlaufglühung mit Schmelztauchbeschichtung, bei dem die technologischen Kennwerte (in Längsrichtung / Walzrichtung) eingestellt werden.

Tabelle 2: Prozessparameter Durchlaufglühung

Dabei sind in Tabelle 2 folgende Parameter notiert:

T _An : Glühtemperatur tAn : Glühdauer

T _m : Zwischentemperatur

CR durchschnittliche Kühlrate bei Kühlung von T _An auf T _m

T _q : Kühlstopptemperatur

TOA : Überalterungstemperatur

CR2: durchschnittliche Kühlrate bei Kühlung von T _m auf T _q toA : Haltezeit auf TOA

THD : Temperatur Schmelztauchveredelung

CR3: durchschnittliche Kühlrate nach Schmelztauchveredelung

Entsprechende technologische Kennwerte und Gefügezusammensetzung für die jeweiligen Stähle mit verschiedenen Glühzyklen sind in Tabelle 3 zusammengefasst.

Tabelle 3: Vergleich von Parametern des jeweiligen schmelztauchbeschichteten Stahlbandes für die einzelnen Stähle und die genutzten Glüh-Prozessparameter

Dabei sind in Tabelle 3 folgende Parameter notiert:

R _m : Zugfestigkeit

R _P O,2° : Dehngrenze vor dem Dressieren

Rpo,2°/Rm: Streckgrenzenverhältnis vor dem Dressieren

A _g : Gleichmaßdehnung

RA : Anteil Restaustenit im Gefüge

*A _g wurde zu niedrig bestimmt (kein normgerechter Bruch)

Frischer und angelassener Martensit wird dabei als „frischer M“ und „angel. M“ abgekürzt.

Zur Ermittlung der technologischen Kennwerte wurden Zugversuche gemäß DIN EN ISO 6892-1 :2020-06 an Proben mit einer Messlänge von 80 mm durchgeführt, die Längs zur Walzrichtung entnommen wurden.

Referenzstahl A besitzt die erforderlichen Gehalte an Si, AI und Cr, ist jedoch nicht mit Nb legiert und erfüllt nicht die Voraussetzung von p = 4,5 x (Si + 0,9AI + Cr) + 200 x Nb > 8. Bei diesem Stahl konnten insbesondere bei niedrigen Kühlstopptemperaturen T _q keine ausreichenden Gehalte an Restaustenit (> 8 Vol.-%) und Ferrit (> 10 Vol.-%) eingestellt werden.

Die erfindungsgemäßen Stähle B bis G, I, J haben zu A vergleichbare Gehalte an Si, AI und Cr und sind zusätzlich mit Nb legiert mit Nb-Gehalten von 130 bis 410 ppm. Bei diesen Stählen ist p > 8. Diese Stähle zeichnen sich außerdem durch einen Gehalt an Si+0,9 x AI < 1 Gewichts-% aus. Bei diesen Stählen konnten hohe Gehalte an Restaustenit > 8 Vol.-% und Ferrit > 10 Volumen-% erzielt werden. R _m x A _g war für alle Glühzyklen mit > 8000 MPa % ausreichend hoch. Insbesondere Stähle C bis F mit p > 10 zeigten bei allen Zyklen ein sehr hohes Produkt aus Zugfestigkeit und Gleichmaßdehnung von R _m x A _g > 9000 MPa %.

Bei Stahl E mit dem höchsten Nb-Gehalt von 410 ppm und p = 13,8 wurden die höchsten Gehalte an Restaustenit stabilisiert. Dieser Stahl erreichte folglich auch die höchsten Werte für R _m x A _g . Bei diesem Stahl war zudem die erreichte Zugfestigkeit und der Gehalt an Restaustenit annährend gleich für alle Glühzyklen mit entsprechend unterschiedlichen Kühlstopptemperaturen, was sich in der großtechnischen Fertigung als vorteilhaft im Hinblick auf Prozessstabilität und Prozessschwankungen erweist. Insbesondere der Restaustenitgehalt ist mit 13,7 %, 13,8 % und 13,3 % im Bereich der Kühlstopptemperaturen von 315 °C bis 450 °C (Glühzyklus la, II und III) unerwartet stabil und ermöglicht eine gleichbleibende durch Gefügeumwandlung bewirkte Plastizität. Auch bei noch tieferen Kühlstopptemperaturen von 290 °C und 260 °C waren bei ausreichend hohem Nb-Gehalt und p = 12,8 sehr hohe Werte für R _m x A _g möglich (Stahl U mit Glühzyklus Id und le)..

Referenzstahl H ist ebenfalls mit Nb legiert, weist jedoch einen C-Gehalt von > 0,205 Gewichts-% auf, was als nachteilig für die Schweißeignung und LME (Flüssigmetallversprödung) angesehen wird. Zudem war aufgrund des zu hohen Gehaltes an C die Einhärtbarkeit so weit erhöht, dass die ausreichende Menge an Ferrit (> 10 Vol.- %) bei der Langsamkühlstrecke nicht gebildet werden konnte.

Referenzstahl K hat einen zu hohen Gehalt an AI > 0,7. Bei diesem Stahl konnte aus diesem Grund keine ausreichende Austenitisierung bei der Durchlaufglühung im Rahmen der kontinuierlichen Feuerverzinkung sichergestellt werden.

Referenzstahl L erfüllt nicht die Voraussetzung von p = 4,5 x (Si + 0,9AI + Cr) + 200 x Nb > 8. Bei diesem Stahl konnte keine ausreichende Menge an Restaustenit im Gefüge erzeugt werden. Die Zugfestigkeit mit Glühzyklus la war ebenfalls zu gering (< 900 MPa).

Referenzstähle M und N waren im Gegensatz zu den erfindungsgemäßen Stählen mit > 0,15 Gewichts-% Mo legiert. Bei diesen Stählen konnte kein ausreichend hoher Gehalt an Restaustenit stabilisiert werden, da Mo die Diffusion des Kohlenstoffs stark verlangsamt und einer Anreicherung des Restaustenits mit C entgegenwirkt. Die Stähle waren zudem aufgrund von hohen Walzkräften und hoher Kantenrissanfälligkeit nicht zum Kaltwalzen geeignet. Der Mo Gehalt der erfindungsgemäßen Stähle ist daher auf < 0,15 Gewichts-% begrenzt.

Die erfindungsgemäßen Stähle O und P haben einen höheren Gehalt an Si als die erfindungsgemäßen Stähle B bis F, G, I, J. Für diese Stähle gilt Si + 0,9 x AI < 1,2 Gewichts-%. Für die Stähle O und P wurden ausreichende Gehalte an Restaustenit und die geforderten technologischen Kennwerte erreicht.

Referenzstähle Q bis S sind klassische Komplexphasenstähle mit üblichen geringen

Gehalten (< 5 Vol.-%) an Restaustenit im Gefüge vor dem Dressieren. Für diese Stähle gilt < 6 und R _m x A _g liegt deutlich unter 8000 MPa %.

Referenzstahl T unterschreitet den für die erfindungsgemäße Ausführung notwendigen Al- Gehalt von > 0,2 Gewichts-% und erreicht nicht den geforderten Anteil an Restaustenit.

Diese und weitere Merkmale und Vorteile der vorliegenden Erfindung werden anhand der nachfolgenden Beispiele unter Bezugnahme auf die beiliegenden Zeichnungen deutlich. Darin zeigt:

Figur 1 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit der technologischen Kennwerte (Rm-Zugfestigkeit, R _p o,2°-Dehngrenze, A _g -Gleichmaßdehnung) und des Volumengehalts an Restaustenit (RA) vom Nb-Gehalt (Stähle A bis E) nach dem Prozessschritt der Durchlaufglühung und Schmelztauchveredelung mit Temperaturzyklus la,

Figur 2 eine graphische Darstellung der Abhängigkeit des Volumengehalts an a) Restaustenit (RA) und b) der A _g -Gleichmaßdehnung von 4,5 x (Si +0 ,9 x AI + Cr) + 200 x Nb (Stähle A bis E) nach dem Prozessschritt der Durchlaufglühung und Schmelztauchveredelung mit Temperaturzyklus la und II,

Figur 3 eine graphische Darstellung einer mit einem Dilatometer gemessenen relativen Längenänderung dL/LO (Dehnung) infolge der Phasenumwandlung des Austenits für den erfindungsgemäßen Stahl F und Referenzstahl H während der Durchlaufglühung im Rahmen der kontinuierlichen Feuerverzinkung für den Glühzyklus la (Abkühlung in der Langsamkühlstrecke X1/Schnellkühlstrecke X2) in Abhängigkeit von der Temperatur T und

Figur 4 Ausschnitt aus einer mittels Elektronenrückstreubeugung gemessenen Bandkontrastkarte (Kikuchi-Bandkontrast) für einen Bereich mit a) unterem Bainit aus Stahl A mit Glühzyklus II und b) granulärem Bainit aus Stahl D mit Glühzyklus II.

Die Figur 1 zeigt am Beispiel der Stähle A bis E mit Glühzyklus la die Abhängigkeit der technologischen Kennwerte R _m , R _P o,2°, A _g und des Gehaltes an Restaustenit vom Nb- Gehalt bzw. von 4,5 x (Si +0 ,9 x AI + Cr) + 200 x Nb. Mit steigendem Gehalt an Nb findet in Kombination mit Si, AI und Cr ein Abfall von R _m , Rpo,2° und ein Anstieg an RA und A _g statt. Dabei nimmt die durch Gefügeumwandlung bewirkte Plastizität (Anstieg an RA und A _g ) mit steigendem Gehalt an p = 4,5 x (Si +0 ,9 x AI + Cr) + 200 x Nb etwa linear zu. Ab einem Gehalt von Nb > 100 ppm und p > 8 ist sichergestellt, dass der Stahl über eine ausreichende durch Gefügeumwandlung bewirkte Plastizität verfügt.

Figur 2 zeigt die erfindungsgemäße Wirkung des Gehaltes an p = 4,5 x (Si +0 ,9 x AI + Cr) + 200 x Nb zur Steigerung des Anteils an Restaustenits (Fig. 2a) und der Gleichmaßdehnung (Fig. 2b) für die Glühzyklen la und II der kontinuierlichen Feuerverzinkung. Wie in Tabelle 2 gezeigt, unterscheiden sich die Glühzyklen durch die Kühlstop- und Überalterungstemperatur von jeweils 315 °C (Zyklus la) und 400 °C (Zyklus II). Es zeigte sich ein linear steigender Anteil an Restaustenit und der Gleichmaßdehnung mit zunehmendem Gehalt an p = 4,5 x (Si +0 ,9 x AI + Cr) + 200 x Nb. Für p > 8 ist die Gleichmaßdehnung auch für Glühzyklus la mit der niedrigeren Kühlstopptemperatur von 315 °C noch > 8 %. Mit steigendem Gehalt an p = 4,5 x (Si +0 ,9 x AI + Cr) + 200 x Nb nähren sich die Anteile an Restaustenit RA für verschiedene Kühlstopptemperaturen an, womit ein größeres Prozessfenster für eine gleichbleibende durch Gefügeumwandlung bewirkten Plastizität erreicht wird.

Die Wirkung von Nb beim erfindungsgemäßen Stahl lässt sich auf einen oder mehrere der folgenden Mechanismen bei der Durchlaufglühung im Rahmen der kontinuierlichen Feuerverzinkung zurückführemi) Unterdrückung der Rekristallisation und Behinderung des Kornwachstum im Austenit bei Temperaturen > 750 °C. ii) Beschleunigte Bildung von Ferrit durch Keimbildung an feinen Nb-Ausscheidungen in der Langsamkühlstrecke und entsprechende Anreicherung an Kohlstoff im Austenit (siehe Fig. 3). Durch die beschleunigte Ferritbildung lassen sich dadurch Fahrweisen mit höheren Prozessgeschwindigkeiten oder kurzer Langsamkühlstrecke realisieren, bei denen die Bildung von Ferrit ansonsten nicht möglich wäre. Durch den Nb-Gehalt lässt sich zudem der Anteil an Ferrit gezielt einstellen, womit die technologischen Eigenschaften ohne Änderung des Glühzyklus gesteuert werden können. iii) Absenkung der Martensit-Start Temperatur durch ein feines Austenitkorn, Anreicherung von Kohlstoff über (ii) und Behinderung der Nukleation von Martensit und daraus folgend die Möglichkeit zur Bildung von feinem (granulärem) Bainit mit Restaustenit als Zweitphase bei niedrigen Kühlstopptemperaturen. iv) Kornfeinung durch Verzögerung der Bainit-Kinetik während der Überalterung und Veränderung der Bainit Morphologie von lattenförmig zu granular. v) Angleich der technologischen Eigenschaften und des Gehalts an Restaustenit für verschiedenen Kühlstopptemperaturen, woraus sich ein breiteres Prozessfenster bei der großtechnischen Fertigung ergibt. vi) Höherer Gehalt an Restaustenit im schmelztauchbeschichteten Stahlband nach der abschließenden Abkühlung auf Umgebungstemperatur. Figur 3 illustriert das Umwandlungsverhalten des erfindungsgemäßen Stahls F im Vergleich zum Referenzstahl H bei der Abkühlung. Ausgehend vom Austenit-Bereich Y bildet der erfindungsgemäße Stahl F in der Langsamkühlstrecke X1 durch den erhöhten Nb-Gehalt ab ca. 735 °C bereits Ferrit (Ferrit-Umwandlungsbereich Z), so dass sich der verbleibende Austenit an Kohlenstoff anreichert und im Endgefüge ca. 28 ol.-% Ferrit vorliegen. Bei Referenzstahl H ist die Ferritbildung durch den hohen C-Gehalt und vergleichsweise geringen Gehalt an Nb stark unterdrückt und der Ferritanteil im Endgefüge ist mit < 10 Vol.-% zu gering. Mit den Ergebnissen aus Tabelle 3 wurde abgeleitet, dass bevorzugt Ferrit in der Langsamkühlstrecke gebildet werden kann, wenn folgende Beziehung gilt: (100C + 10Mn) / [4,5 x (Si + 0,9AI + Cr) + 200xNb] < 4,5 mit den jeweiligen Legierungsgehalten in Gewichts-%.

In Tabelle 4 ist der Anteil an speziellen Z3-Korngrenzen der erfindungsgemäßen Nb- haltigen Stähle B bis E im Vergleich zum Referenzstahl A ohne gezielte Nb-Zugabe aufgeführt.

Tabelle 4: Anteile von speziellen Korngrenzen bezogen auf Anteile der gesamten Korngrenzenfläche für Großwinkelkorngrenzen mit einem

Desorientierungswinkel > 15°. Die Anteile an Z3-Korngrenzen wurden mit einer maximalen Toleranz von 10° zur Z3 Orientierungsbeziehung bestimmt. Die Missorientierung bezeichnet die Orientierungsbeziehung bzw. Rotation zwischen zwei Kornorientierungen. Als Desorientierungswinkel wird der kleinste Rotationswinkel aller kristallographisch äquivalenten Missorientierungen bezeichnet.

Mittels Elektronenrückstreubeugung (EBSD) wurden die einzelnen Kornorientierungen der Mikrostruktur gemessen, woraus sich die Missorientierungen der Korngrenzen ergeben. Unter Missorientierung wird die Orientierungsbeziehung zwischen zwei Körnern verstanden. Mit steigendem Gehalt an p = 4,5 x (Si + 0,9AI + Cr) + 200xNb sinkt der Anteil an kohärenten Z3-Korngrenzen (bezogen auf Anteile der gesamten Korngrenzenfläche für Großwinkelkorngrenzen mit einem Desorientierungswinkel > 15°, wobei die mit EBSD gemessenen Längenanteile von Korngrenzen in den EBSD-Karten üblicherweise als Flächenanteile der Korngrenzen übernommen werden). Im vorliegenden Fall wird eine Korngrenze als Z3-Korngrenze definiert, wenn ihre Missorientierung maximal um 10° von der exakten Missorientierung 60° <111> abweicht. Der Abfall des Anteils an Z3- Korngrenzen geht ebenfalls mit einem Abfall des Anteils an Korngrenzen mit einem Desorientierungswinkel im Bereich 57 - 63 ° einher (Tab. 4), die typischerweise als charakteristischer 60° - Peak in der Desorientierungswinkelverteilung bei Mehrphasenstählen beobachtet werden. Solche speziellen Z3-Korngrenzen entstehen, unter anderem, wenn sich bereits vor dem Eintritt in die Überalterungszone massive Martensitlamellen bilden oder unterer Bainit (parallele Bainitlatten) entsteht.

Die Figur 4 zeigt einen Ausschnitt aus einer mittels Elektronenrückstreubeugung gemessenen Bandkontrastkarte (Kikuchi-Bandkontrast) für einen Bereich mit a) unterem Bainit aus Stahl A mit Glühzyklus II und einen Bereich mit b) granulärem Bainit aus Stahl D mit Glühzyklus II. Dunkle Bereiche kennzeichnen Korngrenzen und Körner mit höherer Versetzungsdichte.

Es wurde beobachtet, dass beim erfindungsgemäßen Stahl mit steigendem Gehalt an dem Wert p entsprechenden Elementen sich die Gefügeentwicklung vom angelassenen Martensit und/oder unterem Bainit (Fig. 4a) in Richtung eines feinen granulären Bainits (Fig. 4b) verschiebt. Der granuläre Bainit zeichnet sich aufgrund einer schwach ausgeprägten Variantenselektion durch eine geringere Anzahl an Z3-Korngrenzen aus (schwacher 60° Peak in der Desorientierungswinkelverteilung), siehe Artikel » S. Zajac, V. Schwinn, K.-H. Tacke; Mater. Sei. Forum 500-501 (2005) 387-394«. Der Vorteil dieser Bainitart liegt darin, dass der granuläre Bainit, bedingt durch seinen Entstehungsmechanismus, zur Ausbildung einer kohlenstoffreichen Zweitphase führt. Ist die Kohlenstoffkonzentration dieser Zweitphase hoch genug, so wird Restaustenit stabilisiert. Aus diesem Grund ist es beim erfindungsgemäßen Stahl vorteilhaft, einen geringeren Anteil an Z3-Korngrenzen im Endgefüge einzustellen. Um möglichst hohe Gehalte an Restaustenit zu stabilisieren und niedrige Kühlstopptemperaturen nutzen zu können, ist beim erfindungsgemäßen Stahl ein Anteil an Z3 Korngrenzen von < 30 % vorteilhaft.